JP7284428B2 - 鋼板、鋼板の製造方法およびめっき鋼板 - Google Patents
鋼板、鋼板の製造方法およびめっき鋼板 Download PDFInfo
- Publication number
- JP7284428B2 JP7284428B2 JP2021508891A JP2021508891A JP7284428B2 JP 7284428 B2 JP7284428 B2 JP 7284428B2 JP 2021508891 A JP2021508891 A JP 2021508891A JP 2021508891 A JP2021508891 A JP 2021508891A JP 7284428 B2 JP7284428 B2 JP 7284428B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- less
- steel sheet
- temperature range
- rolling
- temperature
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Active
Links
- 229910000831 Steel Inorganic materials 0.000 title claims description 212
- 239000010959 steel Substances 0.000 title claims description 212
- 238000004519 manufacturing process Methods 0.000 title claims description 27
- 238000005096 rolling process Methods 0.000 claims description 81
- 238000001816 cooling Methods 0.000 claims description 79
- 239000013078 crystal Substances 0.000 claims description 49
- 229910000734 martensite Inorganic materials 0.000 claims description 44
- 229910000859 α-Fe Inorganic materials 0.000 claims description 44
- 238000010438 heat treatment Methods 0.000 claims description 41
- 229910001566 austenite Inorganic materials 0.000 claims description 40
- 239000006104 solid solution Substances 0.000 claims description 40
- 238000000034 method Methods 0.000 claims description 33
- 238000005098 hot rolling Methods 0.000 claims description 31
- 229910001563 bainite Inorganic materials 0.000 claims description 28
- 229910001567 cementite Inorganic materials 0.000 claims description 24
- KSOKAHYVTMZFBJ-UHFFFAOYSA-N iron;methane Chemical compound C.[Fe].[Fe].[Fe] KSOKAHYVTMZFBJ-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 24
- 230000000717 retained effect Effects 0.000 claims description 23
- 230000009467 reduction Effects 0.000 claims description 22
- 238000005496 tempering Methods 0.000 claims description 16
- 239000000203 mixture Substances 0.000 claims description 15
- 229910001562 pearlite Inorganic materials 0.000 claims description 15
- 239000000126 substance Substances 0.000 claims description 15
- XLYOFNOQVPJJNP-UHFFFAOYSA-N water Substances O XLYOFNOQVPJJNP-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 14
- 239000012535 impurity Substances 0.000 claims description 8
- 229910052797 bismuth Inorganic materials 0.000 claims description 4
- 229910052742 iron Inorganic materials 0.000 claims description 2
- 230000000694 effects Effects 0.000 description 50
- 238000001556 precipitation Methods 0.000 description 17
- 229910052751 metal Inorganic materials 0.000 description 16
- 239000002184 metal Substances 0.000 description 16
- 238000007747 plating Methods 0.000 description 14
- 238000004458 analytical method Methods 0.000 description 13
- PXHVJJICTQNCMI-UHFFFAOYSA-N nickel Substances [Ni] PXHVJJICTQNCMI-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 12
- 229910052761 rare earth metal Inorganic materials 0.000 description 12
- 230000009466 transformation Effects 0.000 description 12
- 150000001247 metal acetylides Chemical class 0.000 description 11
- 239000000523 sample Substances 0.000 description 11
- 230000007423 decrease Effects 0.000 description 10
- 239000010410 layer Substances 0.000 description 10
- 230000008569 process Effects 0.000 description 10
- 238000001953 recrystallisation Methods 0.000 description 10
- 238000001887 electron backscatter diffraction Methods 0.000 description 9
- 238000007670 refining Methods 0.000 description 8
- 125000004429 atom Chemical group 0.000 description 7
- 230000001276 controlling effect Effects 0.000 description 7
- 238000005728 strengthening Methods 0.000 description 7
- 230000002542 deteriorative effect Effects 0.000 description 6
- 239000000463 material Substances 0.000 description 6
- 150000004767 nitrides Chemical class 0.000 description 6
- 238000012360 testing method Methods 0.000 description 6
- 229910045601 alloy Inorganic materials 0.000 description 5
- 239000000956 alloy Substances 0.000 description 5
- 230000015572 biosynthetic process Effects 0.000 description 5
- 229920006395 saturated elastomer Polymers 0.000 description 5
- 230000002411 adverse Effects 0.000 description 4
- 239000002244 precipitate Substances 0.000 description 4
- 238000004080 punching Methods 0.000 description 4
- 230000007704 transition Effects 0.000 description 4
- 229910001335 Galvanized steel Inorganic materials 0.000 description 3
- 229910001035 Soft ferrite Inorganic materials 0.000 description 3
- 230000007797 corrosion Effects 0.000 description 3
- 238000005260 corrosion Methods 0.000 description 3
- 230000003111 delayed effect Effects 0.000 description 3
- 238000011161 development Methods 0.000 description 3
- 239000008397 galvanized steel Substances 0.000 description 3
- 238000005259 measurement Methods 0.000 description 3
- 239000000725 suspension Substances 0.000 description 3
- HCHKCACWOHOZIP-UHFFFAOYSA-N Zinc Chemical compound [Zn] HCHKCACWOHOZIP-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- 239000000470 constituent Substances 0.000 description 2
- 238000009749 continuous casting Methods 0.000 description 2
- 238000012937 correction Methods 0.000 description 2
- 238000005336 cracking Methods 0.000 description 2
- 230000006866 deterioration Effects 0.000 description 2
- 238000001704 evaporation Methods 0.000 description 2
- 238000009863 impact test Methods 0.000 description 2
- 238000002354 inductively-coupled plasma atomic emission spectroscopy Methods 0.000 description 2
- 238000010884 ion-beam technique Methods 0.000 description 2
- 238000000465 moulding Methods 0.000 description 2
- 230000001376 precipitating effect Effects 0.000 description 2
- 230000001737 promoting effect Effects 0.000 description 2
- 230000005855 radiation Effects 0.000 description 2
- 239000002994 raw material Substances 0.000 description 2
- 230000002829 reductive effect Effects 0.000 description 2
- 238000010008 shearing Methods 0.000 description 2
- 150000003568 thioethers Chemical class 0.000 description 2
- 229910052725 zinc Inorganic materials 0.000 description 2
- 239000011701 zinc Substances 0.000 description 2
- 229910000885 Dual-phase steel Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910000990 Ni alloy Inorganic materials 0.000 description 1
- -1 TiC is promoted Chemical class 0.000 description 1
- 229910000611 Zinc aluminium Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910001297 Zn alloy Inorganic materials 0.000 description 1
- 238000010521 absorption reaction Methods 0.000 description 1
- 230000009471 action Effects 0.000 description 1
- HXFVOUUOTHJFPX-UHFFFAOYSA-N alumane;zinc Chemical compound [AlH3].[Zn] HXFVOUUOTHJFPX-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 238000000137 annealing Methods 0.000 description 1
- 238000009835 boiling Methods 0.000 description 1
- 238000004364 calculation method Methods 0.000 description 1
- 125000004432 carbon atom Chemical group C* 0.000 description 1
- 238000005266 casting Methods 0.000 description 1
- 230000008859 change Effects 0.000 description 1
- 230000005465 channeling Effects 0.000 description 1
- 230000000052 comparative effect Effects 0.000 description 1
- 239000002131 composite material Substances 0.000 description 1
- 238000010276 construction Methods 0.000 description 1
- 238000010924 continuous production Methods 0.000 description 1
- 230000002596 correlated effect Effects 0.000 description 1
- 230000000875 corresponding effect Effects 0.000 description 1
- 230000007547 defect Effects 0.000 description 1
- 230000000593 degrading effect Effects 0.000 description 1
- 238000009713 electroplating Methods 0.000 description 1
- 230000002708 enhancing effect Effects 0.000 description 1
- 238000011156 evaluation Methods 0.000 description 1
- 230000008020 evaporation Effects 0.000 description 1
- 238000000227 grinding Methods 0.000 description 1
- 238000010191 image analysis Methods 0.000 description 1
- 230000006698 induction Effects 0.000 description 1
- 239000011261 inert gas Substances 0.000 description 1
- 230000000977 initiatory effect Effects 0.000 description 1
- 229910052747 lanthanoid Inorganic materials 0.000 description 1
- 150000002602 lanthanoids Chemical class 0.000 description 1
- 230000000670 limiting effect Effects 0.000 description 1
- 239000011159 matrix material Substances 0.000 description 1
- 238000000691 measurement method Methods 0.000 description 1
- 238000012986 modification Methods 0.000 description 1
- 230000004048 modification Effects 0.000 description 1
- 229910052758 niobium Inorganic materials 0.000 description 1
- 230000003287 optical effect Effects 0.000 description 1
- 238000012545 processing Methods 0.000 description 1
- 238000010791 quenching Methods 0.000 description 1
- 230000000171 quenching effect Effects 0.000 description 1
- 238000003303 reheating Methods 0.000 description 1
- 230000002441 reversible effect Effects 0.000 description 1
- 229910052706 scandium Inorganic materials 0.000 description 1
- 238000005204 segregation Methods 0.000 description 1
- 230000035945 sensitivity Effects 0.000 description 1
- 238000004088 simulation Methods 0.000 description 1
- 238000007711 solidification Methods 0.000 description 1
- 230000008023 solidification Effects 0.000 description 1
- 238000009628 steelmaking Methods 0.000 description 1
- 238000005482 strain hardening Methods 0.000 description 1
- 230000001502 supplementing effect Effects 0.000 description 1
- 239000002344 surface layer Substances 0.000 description 1
- 238000010301 surface-oxidation reaction Methods 0.000 description 1
- 229910052727 yttrium Inorganic materials 0.000 description 1
Classifications
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
- C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
- C22C38/58—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with more than 1.5% by weight of manganese
-
- B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
- B32—LAYERED PRODUCTS
- B32B—LAYERED PRODUCTS, i.e. PRODUCTS BUILT-UP OF STRATA OF FLAT OR NON-FLAT, e.g. CELLULAR OR HONEYCOMB, FORM
- B32B15/00—Layered products comprising a layer of metal
- B32B15/01—Layered products comprising a layer of metal all layers being exclusively metallic
- B32B15/013—Layered products comprising a layer of metal all layers being exclusively metallic one layer being formed of an iron alloy or steel, another layer being formed of a metal other than iron or aluminium
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
- C21D1/18—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
- C21D1/18—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering
- C21D1/25—Hardening, combined with annealing between 300 degrees Celsius and 600 degrees Celsius, i.e. heat refining ("Vergüten")
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
- C21D6/008—Heat treatment of ferrous alloys containing Si
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
- C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
- C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
- C21D8/0226—Hot rolling
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
- C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
- C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
- C21D8/0263—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment following hot rolling
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
- C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/14—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing titanium or zirconium
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
- C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
- C22C38/42—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with copper
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
- C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
- C22C38/44—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with molybdenum or tungsten
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
- C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
- C22C38/46—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with vanadium
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
- C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
- C22C38/48—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with niobium or tantalum
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
- C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
- C22C38/50—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with titanium or zirconium
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
- C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
- C22C38/54—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with boron
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
- C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
- C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
- C23C2/02—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
- C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
- C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
- C23C2/02—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas
- C23C2/022—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas by heating
- C23C2/0224—Two or more thermal pretreatments
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
- C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
- C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
- C23C2/04—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor characterised by the coating material
- C23C2/06—Zinc or cadmium or alloys based thereon
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
- C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
- C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
- C23C2/34—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor characterised by the shape of the material to be treated
- C23C2/36—Elongated material
- C23C2/40—Plates; Strips
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
- C21D2211/001—Austenite
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
- C21D2211/002—Bainite
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
- C21D2211/005—Ferrite
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
- C21D2211/008—Martensite
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
- C21D2211/009—Pearlite
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/005—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing rare earths, i.e. Sc, Y, Lanthanides
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/08—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing nickel
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/12—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tungsten, tantalum, molybdenum, vanadium, or niobium
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/16—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing copper
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
- C22C38/22—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with molybdenum or tungsten
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
- C22C38/38—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of manganese
Landscapes
- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Thermal Sciences (AREA)
- Physics & Mathematics (AREA)
- Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
- Chemical Kinetics & Catalysis (AREA)
- Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
- Electroplating Methods And Accessories (AREA)
- Coating With Molten Metal (AREA)
Description
本発明は、鋼板、鋼板の製造方法およびめっき鋼板に関する。より詳しくは、本発明は、自動車用、家電用、機械構造用、建築用などの用途に用いられる素材として好適な、加工性に優れた鋼板、鋼板の製造方法およびめっき鋼板に関する。
本願は、２０１９年３月２６日に、日本に出願された特願２０１９－０５９４２０号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。
本願は、２０１９年３月２６日に、日本に出願された特願２０１９－０５９４２０号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。
自動車をはじめとする輸送用機械や各種産業機械の構造部材等の素材として供される鋼板には、強度、伸びや伸びフランジ性などの加工性、低温靭性、またそれら特性の均一性、など多様な特性が要求される。
特に、自動車の内板部材、構造部材、足廻り部材等の部品に用いられる鋼板は、その用途に応じて、伸びフランジ性、バーリング加工性、延性、疲労耐久性、耐衝撃性及び耐食性等が求められる。これら材料特性と高強度とを高次元でバランス良く発揮させることが、上記のような部材に対して用いられる鋼板に求められる。
また、上記のような部材に対して用いられる鋼板は、成形され、部材の部品として自動車に取り付けられた後に、衝突等による衝撃を受けても破壊されにくい特性を有する必要がある。特に、使用温度が低い寒冷地では、部材が脆化しやすくなるため、耐衝撃性確保のためには、鋼板の低温靭性も向上させる必要性がある。
低温靭性とは、ｖＴｒｓ（シャルピー破面遷移温度）等で規定される特性である。上記部材の部品に用いられる薄鋼板には、優れた加工性だけでなく、低温靭性が非常に重要な特性として求められる。さらに、部品の成型工程において形成されたせん断面や打抜き端面には疵および微小な割れが発生する場合がある。せん断面や打ち抜き端面に疵および割れが発生すると、疵および割れからき裂が進展して疲労破壊に至る場合がある。そのため、疲労耐久性の観点から、せん断面や打ち抜き端面における疵および割れの発生を抑制することが要求される。せん断面や打抜き端面に発生した疵や微小割れとしては、例えば特許文献１に示すように、端面の板厚方向と平行に発生する割れが知られ、この割れは「はがれ」と呼ばれる。
優れた延性を得られる鋼板として、軟質なフェライト相と硬質なマルテンサイト相との複合組織で構成されるＤｕａｌ Ｐｈａｓｅ鋼板（以下ＤＰ鋼）が知られている。ＤＰ鋼は延性に優れる一方で、著しく硬度の異なるフェライト相とマルテンサイト相との界面からボイドが発生して割れが生じるので、穴広げ性に劣る場合があった。
特許文献２では、面積率で、ベイニティックフェライトを９０％以上、マルテンサイトを５％以下、ベイナイトを５％以下とすることで、伸びと穴広げ性（伸びフランジ性）とを改善した、引張強度９８０ＭＰａ以上の高強度熱延鋼板が提案されている。しかしながら、特許文献２に記載の発明では、ベイニティックフェライトを主体としているため十分な伸びが得られない場合がある。
特許文献３では、ベイナイトを面積率で９０％以上とした上で、残部をマルテンサイト、オーステナイト、フェライトから選ばれた１種または２種以上の母相組織とし、かつ組織中に分散するセメンタイトの含有量と平均粒径とを制御することで穴広げ性（伸びフランジ性）を改善した、引張強度９８０ＭＰａ以上の熱延鋼板が提案されている。しかしながら、特許文献３に記載の発明では、遷移沸騰領域である３３０～４７０℃で巻き取りを行っているため、板面内の温度ばらつきに起因した特性ばらつきが生じる場合がある。
特許文献４では、フェライト分率が５０～９５％であり、マルテンサイトと残留オーステナイトとからなる硬質第二相の分率が５～５０％であり、炭化物形成元素の含有量の相互関係や、炭化物形成元素とＣ含有量との関係を所定の範囲とした上で、析出物の平均粒径、析出物の分率を規定した、疲労特性に優れた熱延鋼板が提案されている。しかしながら、特許文献４に記載の発明では、軟質なフェライトを主体として、微細炭化物の析出強化により強度を確保しているため、十分な低温靭性が得られない場合がある。
特許文献５では、フェライト：０～３０％、ベイナイト：７０～１００％であり、結晶粒内の結晶方位差が５～１４°である結晶粒の全結晶粒に対する割合を特定範囲にした上で、固溶Ｃまたは固溶Ｃ及び固溶Ｂの合計の粒界個数密度と、粒界に析出しているセメンタイトの平均粒径を規定した、優れた伸びフランジ性と、はがれの発生の少ない鋼板が提案されている。しかしながら、特許文献５では、耐衝撃性に必要な低温靱性については考慮されていない。
焼戻しパラメーターの物理的意味の解釈と連続加熱・冷却熱処理過程への応用、土山聡宏、「熱処理」、第４２巻、第３号、ｐ１６３～１６８（２００２年）
本発明は、上述した課題に鑑みてなされたものであり、高強度であり、且つ伸び、伸びフランジ性、低温靭性及び耐はがれ性に優れた鋼板及びその製造方法、並びに上記諸特性を有するめっき鋼板を提供することを目的とする。
本発明者らは、鋼板の化学組成及び製造条件の最適化により、鋼板の集合組織とミクロ組織とを制御することで、高強度であり、且つ伸び、伸びフランジ性、低温靭性及び耐はがれ性に優れた鋼板を製造できることを知見した。なお、耐はがれ性に優れるとは、せん断面や打ち抜き端面における疵および割れの発生が少ないことをいう。
本発明の要旨は、次の通りである。
［１］本発明の一態様に係る鋼板は、質量％で、
Ｃ：０．０２～０．１５％、
Ｓｉ：０．００５～２．０００％、
Ｍｎ：１．００～３．００％、
Ｔｉ：０．０１０～０．２００％、
ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１～１．０００％、
Ｎ：０．００１０～０．０１００％、
Ｐ：０．１００％以下、
Ｓ：０．０１００％以下、
Ｎｂ：０～０．１００％、
Ｖ：０～０．５００％、
Ｍｏ：０～０．５００％、
Ｃｕ：０～１．００％、
Ｎｉ：０～１．００％、
Ｃｒ：０～２．００％、
Ｂ：０～０．００２０％、
Ｃａ：０～０．０１００％、
Ｍｇ：０～０．０１００％、
ＲＥＭ：０～０．０３００％、および
Ｂｉ：０～０．０２００％
を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなる化学組成を有し、
表面から板厚の１／４深さ位置で、
焼き戻しマルテンサイトおよび焼き戻しベイナイトの合計面積分率が１０％以上１００％以下であり、フェライトの面積分率が０％以上９０％以下であり、残留オーステナイトの面積分率が０％以上３％以下であり、前記残留オーステナイト、フレッシュマルテンサイト、セメンタイトおよびパーライトの合計面積分率が０％以上１０％以下であり、
平均結晶粒径が１５．０μｍ以下であり、
固溶Ｃおよび固溶Ｂの合計の粒界個数密度が１．０個／ｎｍ２以上１２．０個／ｎｍ２以下であり、
板厚中心部の｛２１１｝＜０１１＞および｛３３２｝＜１１３＞の極密度の合計が１２．０以下であり、
引張強度が７８０ＭＰａ以上である。
［２］上記［１］に記載の鋼板は、前記化学組成が、質量％で、
Ｎｂ：０．００１～０．１００％、
Ｖ：０．００５～０．５００％、
Ｍｏ：０．００１～０．５００％、
Ｃｕ：０．０２～１．００％、
Ｎｉ：０．０２～１．００％、
Ｃｒ：０．０２～２．００％、
Ｂ：０．０００１～０．００２００％、
Ｃａ：０．０００２～０．０１００％、
Ｍｇ：０．０００２～０．０１００％、
ＲＥＭ：０．０００２～０．０１００％、および
Ｂｉ：０．０００１～０．０２００％
からなる群から選択される１種または２種以上を含有してもよい。
［３］本発明の別の態様に係る鋼板の製造方法は、上記［１］または［２］に記載の鋼板を製造する鋼板の製造方法であって、上記［１］または［２］に記載の化学組成を有するスラブまたは鋼片に多パス熱間圧延を施す工程と、熱処理を施す工程とを有し、
前記多パス熱間圧延を施す工程では、
加熱温度を１２００～１３５０℃とし、
仕上げ温度を単位℃でＦＴと表したとき、前記ＦＴ＋５０℃超、前記ＦＴ＋１５０℃以下の温度域の合計圧下率を５０％以上とし、
前記ＦＴ～前記ＦＴ＋５０℃の温度域の合計圧下率を４０～８０％、前記ＦＴ～前記ＦＴ＋５０℃の温度域の圧延に要する時間を０．５～１０．０秒とし、
前記ＦＴ＋５０℃超、前記ＦＴ＋１５０℃以下の前記温度域および前記ＦＴ～前記ＦＴ＋５０℃の前記温度域においてそれぞれ２パス以上の圧延を行い、
前記ＦＴ～前記ＦＴ＋１００℃の温度域の平均冷却速度を６．０℃／秒以上とし、
前記ＦＴを、下記式（１）により求められるＡｒ３以上、かつ下記式（２）により求められるＴＲ以上、かつ１１００℃以下として仕上げ圧延を完了した後、３．０秒以内に水冷を開始し、
前記ＦＴ～７５０℃の温度域の平均冷却速度を３０℃／秒以上とし、７５０～６００℃の温度域で２０秒間以下滞在させてから、６００℃～Ｍｓ－２００℃未満の冷却停止温度の温度域の平均冷却速度を３０℃／秒以上として冷却し、
前記熱処理を施す工程では、
前記熱処理時の最高到達温度Ｔｍａｘを３００～７２０℃とし、焼き戻しパラメーターＰｓを１４．６×Ｔｍａｘ＋５８９１以上、１７．１×Ｔｍａｘ＋６２２３以下とする。
Ａｒ３（℃）＝９０１－３２５×［Ｃ］＋３３×［Ｓｉ］－９２×［Ｍｎ］＋２８７×［Ｐ］＋４０×［ｓｏｌ．Ａｌ］ （１）
ＴＲ（℃）＝８００＋７００×［Ｔｉ］＋１０００×［Ｎｂ］ （２）
但し、上記式（１）および（２）中の各元素記号は、各元素の質量％での含有量を示し、含有しない場合は０を代入する。
［４］上記［３］に記載の鋼板の製造方法では、下記式（３）により求められるＭｓ～Ｍｓ－２００℃未満の冷却停止温度の温度域の平均冷却速度を８０℃／秒以上としてもよい。
Ｍｓ（℃）＝５６１－４７４×［Ｃ］－３３×［Ｍｎ］－１７×［Ｎｉ］－２１×［Ｍｏ］ （３）
但し、上記式（３）中の各元素記号は、各元素の質量％での含有量を示す。
［５］上記［３］または［４］に記載の鋼板の製造方法では、仕上げ圧延完了後、０．３秒以内に水冷を開始し、前記ＦＴ～前記ＦＴ－４０℃の温度域の平均冷却速度が１００℃／秒以上である冷却を行ってもよい。
［６］上記［５］に記載の鋼板の製造方法では、前記ＦＴ～前記ＦＴ－４０℃までの平均冷却速度が１００℃／秒以上である前記冷却を行う工程を、圧延スタンド間で行ってもよい。
［７］本発明の別の態様に係るめっき鋼板は、上記［１］または［２］に記載の鋼板の表面に、めっき層が形成されている。
［８］上記［７］に記載のめっき鋼板では、前記めっき層が、溶融亜鉛めっき層であってもよい。
［９］上記［７］に記載のめっき鋼板では、前記めっき層が、合金化溶融亜鉛めっき層であってもよい。
［１］本発明の一態様に係る鋼板は、質量％で、
Ｃ：０．０２～０．１５％、
Ｓｉ：０．００５～２．０００％、
Ｍｎ：１．００～３．００％、
Ｔｉ：０．０１０～０．２００％、
ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１～１．０００％、
Ｎ：０．００１０～０．０１００％、
Ｐ：０．１００％以下、
Ｓ：０．０１００％以下、
Ｎｂ：０～０．１００％、
Ｖ：０～０．５００％、
Ｍｏ：０～０．５００％、
Ｃｕ：０～１．００％、
Ｎｉ：０～１．００％、
Ｃｒ：０～２．００％、
Ｂ：０～０．００２０％、
Ｃａ：０～０．０１００％、
Ｍｇ：０～０．０１００％、
ＲＥＭ：０～０．０３００％、および
Ｂｉ：０～０．０２００％
を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなる化学組成を有し、
表面から板厚の１／４深さ位置で、
焼き戻しマルテンサイトおよび焼き戻しベイナイトの合計面積分率が１０％以上１００％以下であり、フェライトの面積分率が０％以上９０％以下であり、残留オーステナイトの面積分率が０％以上３％以下であり、前記残留オーステナイト、フレッシュマルテンサイト、セメンタイトおよびパーライトの合計面積分率が０％以上１０％以下であり、
平均結晶粒径が１５．０μｍ以下であり、
固溶Ｃおよび固溶Ｂの合計の粒界個数密度が１．０個／ｎｍ２以上１２．０個／ｎｍ２以下であり、
板厚中心部の｛２１１｝＜０１１＞および｛３３２｝＜１１３＞の極密度の合計が１２．０以下であり、
引張強度が７８０ＭＰａ以上である。
［２］上記［１］に記載の鋼板は、前記化学組成が、質量％で、
Ｎｂ：０．００１～０．１００％、
Ｖ：０．００５～０．５００％、
Ｍｏ：０．００１～０．５００％、
Ｃｕ：０．０２～１．００％、
Ｎｉ：０．０２～１．００％、
Ｃｒ：０．０２～２．００％、
Ｂ：０．０００１～０．００２００％、
Ｃａ：０．０００２～０．０１００％、
Ｍｇ：０．０００２～０．０１００％、
ＲＥＭ：０．０００２～０．０１００％、および
Ｂｉ：０．０００１～０．０２００％
からなる群から選択される１種または２種以上を含有してもよい。
［３］本発明の別の態様に係る鋼板の製造方法は、上記［１］または［２］に記載の鋼板を製造する鋼板の製造方法であって、上記［１］または［２］に記載の化学組成を有するスラブまたは鋼片に多パス熱間圧延を施す工程と、熱処理を施す工程とを有し、
前記多パス熱間圧延を施す工程では、
加熱温度を１２００～１３５０℃とし、
仕上げ温度を単位℃でＦＴと表したとき、前記ＦＴ＋５０℃超、前記ＦＴ＋１５０℃以下の温度域の合計圧下率を５０％以上とし、
前記ＦＴ～前記ＦＴ＋５０℃の温度域の合計圧下率を４０～８０％、前記ＦＴ～前記ＦＴ＋５０℃の温度域の圧延に要する時間を０．５～１０．０秒とし、
前記ＦＴ＋５０℃超、前記ＦＴ＋１５０℃以下の前記温度域および前記ＦＴ～前記ＦＴ＋５０℃の前記温度域においてそれぞれ２パス以上の圧延を行い、
前記ＦＴ～前記ＦＴ＋１００℃の温度域の平均冷却速度を６．０℃／秒以上とし、
前記ＦＴを、下記式（１）により求められるＡｒ３以上、かつ下記式（２）により求められるＴＲ以上、かつ１１００℃以下として仕上げ圧延を完了した後、３．０秒以内に水冷を開始し、
前記ＦＴ～７５０℃の温度域の平均冷却速度を３０℃／秒以上とし、７５０～６００℃の温度域で２０秒間以下滞在させてから、６００℃～Ｍｓ－２００℃未満の冷却停止温度の温度域の平均冷却速度を３０℃／秒以上として冷却し、
前記熱処理を施す工程では、
前記熱処理時の最高到達温度Ｔｍａｘを３００～７２０℃とし、焼き戻しパラメーターＰｓを１４．６×Ｔｍａｘ＋５８９１以上、１７．１×Ｔｍａｘ＋６２２３以下とする。
Ａｒ３（℃）＝９０１－３２５×［Ｃ］＋３３×［Ｓｉ］－９２×［Ｍｎ］＋２８７×［Ｐ］＋４０×［ｓｏｌ．Ａｌ］ （１）
ＴＲ（℃）＝８００＋７００×［Ｔｉ］＋１０００×［Ｎｂ］ （２）
但し、上記式（１）および（２）中の各元素記号は、各元素の質量％での含有量を示し、含有しない場合は０を代入する。
［４］上記［３］に記載の鋼板の製造方法では、下記式（３）により求められるＭｓ～Ｍｓ－２００℃未満の冷却停止温度の温度域の平均冷却速度を８０℃／秒以上としてもよい。
Ｍｓ（℃）＝５６１－４７４×［Ｃ］－３３×［Ｍｎ］－１７×［Ｎｉ］－２１×［Ｍｏ］ （３）
但し、上記式（３）中の各元素記号は、各元素の質量％での含有量を示す。
［５］上記［３］または［４］に記載の鋼板の製造方法では、仕上げ圧延完了後、０．３秒以内に水冷を開始し、前記ＦＴ～前記ＦＴ－４０℃の温度域の平均冷却速度が１００℃／秒以上である冷却を行ってもよい。
［６］上記［５］に記載の鋼板の製造方法では、前記ＦＴ～前記ＦＴ－４０℃までの平均冷却速度が１００℃／秒以上である前記冷却を行う工程を、圧延スタンド間で行ってもよい。
［７］本発明の別の態様に係るめっき鋼板は、上記［１］または［２］に記載の鋼板の表面に、めっき層が形成されている。
［８］上記［７］に記載のめっき鋼板では、前記めっき層が、溶融亜鉛めっき層であってもよい。
［９］上記［７］に記載のめっき鋼板では、前記めっき層が、合金化溶融亜鉛めっき層であってもよい。
本発明に係る上記一態様によれば、高強度であり、且つ伸び、伸びフランジ性、低温靭性および耐はがれ性に優れた鋼板及びその製造方法並びに上記諸特性を有するめっき鋼板を提供することができる。本発明に係る鋼板またはめっき鋼板を自動車の内板部材、構造部材、足廻り部材等の部品の素材として使用すれば、部品形状に加工することが容易であり、極寒冷地での使用にも耐えることができるため、産業上の貢献が極めて顕著である。
本実施形態に係る鋼板、鋼板の製造方法およびめっき鋼板について以下に詳しく説明する。まず、本実施形態に係る鋼板の化学組成について説明する。ただし、本発明は本実施形態に開示の構成のみに制限されることなく、本発明の趣旨を逸脱しない範囲で種々の変更が可能である。
以下で「～」を挟んで記載する数値限定範囲には、下限値および上限値がその範囲に含まれる。「未満」または「超」と示す数値には、その値が数値範囲に含まれない。以下の説明において、鋼の化学組成に関する％はいずれも質量％である。
以下で「～」を挟んで記載する数値限定範囲には、下限値および上限値がその範囲に含まれる。「未満」または「超」と示す数値には、その値が数値範囲に含まれない。以下の説明において、鋼の化学組成に関する％はいずれも質量％である。
＜鋼の化学組成＞
（Ｃ：０．０２～０．１５％）
Ｃは、焼き戻しマルテンサイトや焼き戻しベイナイト等の硬質相やＴｉ等と結合して炭化物を生成させることで、鋼の強度を高める。また、結晶粒界に偏析して、打抜きやせん断加工されて形成された端面のはがれを抑制することで、耐はがれ性を向上させる。Ｃ含有量が０．０２％未満では上記作用を十分に発揮させることが困難である。したがって、Ｃ含有量は０．０２％以上、好ましくは０．０３％以上とする。一方、Ｃ含有量が０．１５％超では、鋼板の伸びフランジ性及び低温靭性が劣化する。また、熱間圧延後のフェライト変態が著しく遅延し、所望の量のフェライトが得難くなる。さらに、溶接性が顕著に劣化する。したがって、Ｃ含有量は０．１５％以下とする。Ｃ含有量は、好ましくは０．１２％以下、より好ましくは０．１０％以下である。
（Ｃ：０．０２～０．１５％）
Ｃは、焼き戻しマルテンサイトや焼き戻しベイナイト等の硬質相やＴｉ等と結合して炭化物を生成させることで、鋼の強度を高める。また、結晶粒界に偏析して、打抜きやせん断加工されて形成された端面のはがれを抑制することで、耐はがれ性を向上させる。Ｃ含有量が０．０２％未満では上記作用を十分に発揮させることが困難である。したがって、Ｃ含有量は０．０２％以上、好ましくは０．０３％以上とする。一方、Ｃ含有量が０．１５％超では、鋼板の伸びフランジ性及び低温靭性が劣化する。また、熱間圧延後のフェライト変態が著しく遅延し、所望の量のフェライトが得難くなる。さらに、溶接性が顕著に劣化する。したがって、Ｃ含有量は０．１５％以下とする。Ｃ含有量は、好ましくは０．１２％以下、より好ましくは０．１０％以下である。
（Ｓｉ：０．００５～２．０００％）
Ｓｉは、固溶強化および焼入性を高めることによって鋼の強度を高める作用を有する。また、Ｓｉは、セメンタイトの析出を抑制する作用も有する。Ｓｉ含有量が０．００５％未満では、上記作用を発揮させることが困難となる。したがって、Ｓｉ含有量は０．００５％以上とする。Ｓｉ含有量は、好ましくは０．０１０％以上であり、より好ましくは０．１００％以上であり、一層好ましくは０．３００％以上である。一方、Ｓｉ含有量が２．０００％超では、熱間圧延工程における表面酸化により、鋼板の表面性状が著しく劣化する。したがって、Ｓｉ含有量は２．０００％以下とする。Ｓｉ含有量は、好ましくは１．５００％以下、より好ましくは１．３００％以下である。
Ｓｉは、固溶強化および焼入性を高めることによって鋼の強度を高める作用を有する。また、Ｓｉは、セメンタイトの析出を抑制する作用も有する。Ｓｉ含有量が０．００５％未満では、上記作用を発揮させることが困難となる。したがって、Ｓｉ含有量は０．００５％以上とする。Ｓｉ含有量は、好ましくは０．０１０％以上であり、より好ましくは０．１００％以上であり、一層好ましくは０．３００％以上である。一方、Ｓｉ含有量が２．０００％超では、熱間圧延工程における表面酸化により、鋼板の表面性状が著しく劣化する。したがって、Ｓｉ含有量は２．０００％以下とする。Ｓｉ含有量は、好ましくは１．５００％以下、より好ましくは１．３００％以下である。
（Ｍｎ：１．００～３．００％）
Ｍｎは、固溶強化および焼入性を高めることによって鋼の強度を高める作用を有する。
Ｍｎ含有量が１．００％未満では、７８０ＭＰａ以上の鋼板の強度が得難くなる。したがって、Ｍｎ含有量は１．００％以上とする。Ｍｎ含有量は、好ましくは１．２０％以上である。一方、Ｍｎ含有量が３．００％超では、熱間圧延後の冷却過程におけるフェライト変態が過度に遅延することで、所望の量のフェライトが得難くなる。また、フレッシュマルテンサイト及びベイナイトの硬質化により、フレッシュマルテンサイト及びベイナイトと軟質なフェライトとの境界近傍においてき裂が容易に発生することで、鋼板の伸びフランジ性及び靭性が低下する。
Ｍｎは、固溶強化および焼入性を高めることによって鋼の強度を高める作用を有する。
Ｍｎ含有量が１．００％未満では、７８０ＭＰａ以上の鋼板の強度が得難くなる。したがって、Ｍｎ含有量は１．００％以上とする。Ｍｎ含有量は、好ましくは１．２０％以上である。一方、Ｍｎ含有量が３．００％超では、熱間圧延後の冷却過程におけるフェライト変態が過度に遅延することで、所望の量のフェライトが得難くなる。また、フレッシュマルテンサイト及びベイナイトの硬質化により、フレッシュマルテンサイト及びベイナイトと軟質なフェライトとの境界近傍においてき裂が容易に発生することで、鋼板の伸びフランジ性及び靭性が低下する。
本発明者らは、Ｍｎを多量に含有させると、鋼板のｒ値の面内異方性の増加とともに、伸びフランジ性が低下する場合があることを知見した。この理由は明確ではないが、Ｍｎを多量に含有させることにより、ＭｎＳが多量に析出すること、及び、Ｍｎ偏析に起因した熱間圧延中の再結晶や、仕上げ圧延後のフェライト変態に局所的なバラつきが生じることが原因であると推測される。以上のことから、所望の量のフェライトを得つつ、伸びフランジ性に優れた鋼板を安定して製造するために、Ｍｎ含有量は３．００％以下とする。Ｍｎ含有量は、好ましくは２．５０％以下、より好ましくは２．２０％以下、より一層好ましくは１．８０％以下である。
（Ｔｉ：０．０１０～０．２００％）
Ｔｉは、Ｔｉ窒化物を形成して金属組織を微細化する作用を有する。また、Ｔｉは、炭化物を析出させて、鋼を強化させる作用を有する。Ｔｉ含有量が０．０１０％未満では上記作用が発揮され難くなる。したがって、Ｔｉ含有量は０．０１０％以上とする。Ｔｉ含有量は、好ましくは、０．０３０％以上、より好ましくは０．０４０％以上、より一層好ましくは０．０６０％以上である。一方、Ｔｉを過剰に含有させると、粗大な窒化物や炭化物が生成されることにより、鋼板の伸びフランジ性及び靭性が低下する。さらに、Ｔｉはオーステナイトの再結晶温度を高める作用も有するため、Ｔｉを過剰に含有させると、再結晶温度が過剰に高くなり、ｒ値の異方性が増加することで、鋼板の伸びフランジ性が低下する。したがって、Ｔｉ含有量は０．２００％以下とする。Ｔｉ含有量は、好ましくは０．１６０％以下、より好ましくは０．１４０％以下である。
Ｔｉは、Ｔｉ窒化物を形成して金属組織を微細化する作用を有する。また、Ｔｉは、炭化物を析出させて、鋼を強化させる作用を有する。Ｔｉ含有量が０．０１０％未満では上記作用が発揮され難くなる。したがって、Ｔｉ含有量は０．０１０％以上とする。Ｔｉ含有量は、好ましくは、０．０３０％以上、より好ましくは０．０４０％以上、より一層好ましくは０．０６０％以上である。一方、Ｔｉを過剰に含有させると、粗大な窒化物や炭化物が生成されることにより、鋼板の伸びフランジ性及び靭性が低下する。さらに、Ｔｉはオーステナイトの再結晶温度を高める作用も有するため、Ｔｉを過剰に含有させると、再結晶温度が過剰に高くなり、ｒ値の異方性が増加することで、鋼板の伸びフランジ性が低下する。したがって、Ｔｉ含有量は０．２００％以下とする。Ｔｉ含有量は、好ましくは０．１６０％以下、より好ましくは０．１４０％以下である。
（ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１～１．０００％）
Ａｌは、製鋼段階で脱酸により鋼を清浄化（鋼にブローホールなどの欠陥が生じることを抑制）し、かつフェライト変態を促進する作用を有する。ｓｏｌ．Ａｌ含有量が０．００１％未満では、上記作用を発揮させることが困難となる。したがって、ｓｏｌ．Ａｌ含有量は０．００１％以上とする。ｓｏｌ．Ａｌ含有量は、好ましくは０．０１０％以上、より好ましくは０．０２０％以上である。一方、ｓｏｌ．Ａｌ含有量を１．０００％超としても、上記作用による効果が飽和するとともに、精錬コストの上昇を引き起こす。したがって、ｓｏｌ．Ａｌ含有量は１．０００％以下とする。ｓｏｌ．Ａｌ含有量は、好ましくは０．８００％以下、より好ましくは０．６００％以下である。なお、ｓｏｌ．Ａｌは酸可溶性Ａｌを意味する。
Ａｌは、製鋼段階で脱酸により鋼を清浄化（鋼にブローホールなどの欠陥が生じることを抑制）し、かつフェライト変態を促進する作用を有する。ｓｏｌ．Ａｌ含有量が０．００１％未満では、上記作用を発揮させることが困難となる。したがって、ｓｏｌ．Ａｌ含有量は０．００１％以上とする。ｓｏｌ．Ａｌ含有量は、好ましくは０．０１０％以上、より好ましくは０．０２０％以上である。一方、ｓｏｌ．Ａｌ含有量を１．０００％超としても、上記作用による効果が飽和するとともに、精錬コストの上昇を引き起こす。したがって、ｓｏｌ．Ａｌ含有量は１．０００％以下とする。ｓｏｌ．Ａｌ含有量は、好ましくは０．８００％以下、より好ましくは０．６００％以下である。なお、ｓｏｌ．Ａｌは酸可溶性Ａｌを意味する。
（Ｎ：０．００１０～０．０１００％）
Ｎは、Ｔｉ窒化物を形成してスラブ再加熱時及び熱間圧延中のオーステナイトの粗大化を抑制して、ミクロ組織を微細化する作用を有する。Ｎ含有量が０．００１０％未満では上記作用を発揮させることが困難となる。したがって、Ｎ含有量は０．００１０％以上とする。Ｎ含有量は、好ましくは０．００１５％以上、より好ましくは０．００２０％以上である。一方、Ｎ含有量が０．０１００％超では、粗大なＴｉ窒化物を形成して、鋼板の伸びフランジ性を劣化させる。したがって、Ｎ含有量は０．０１００％以下とする。Ｎ含有量は、好ましくは０．００６０％以下であり、より好ましくは０．００５０％以下である。
Ｎは、Ｔｉ窒化物を形成してスラブ再加熱時及び熱間圧延中のオーステナイトの粗大化を抑制して、ミクロ組織を微細化する作用を有する。Ｎ含有量が０．００１０％未満では上記作用を発揮させることが困難となる。したがって、Ｎ含有量は０．００１０％以上とする。Ｎ含有量は、好ましくは０．００１５％以上、より好ましくは０．００２０％以上である。一方、Ｎ含有量が０．０１００％超では、粗大なＴｉ窒化物を形成して、鋼板の伸びフランジ性を劣化させる。したがって、Ｎ含有量は０．０１００％以下とする。Ｎ含有量は、好ましくは０．００６０％以下であり、より好ましくは０．００５０％以下である。
（Ｐ：０．１００％以下）
Ｐは、不純物として鋼中に含有される元素であり、鋼板の伸びフランジ性や低温靭性を低下させる作用を有する。そのため、Ｐ含有量は０．１００％以下とする。Ｐ含有量は、好ましくは０．０６０％以下、より好ましくは０．０４０％以下、より一層好ましくは０．０２０％以下である。Ｐは原料から不純物として混入するが、その下限を特に制限する必要はなく、伸びフランジ性や低温靭性を確保する上では、Ｐの含有量はより低い方が好ましい。ただし、Ｐ含有量を過剰に低減すると、製造コストが増加する。製造コストの観点からは、Ｐ含有量は好ましくは０．００１％以上、より好ましくは０．００５％以上である。
Ｐは、不純物として鋼中に含有される元素であり、鋼板の伸びフランジ性や低温靭性を低下させる作用を有する。そのため、Ｐ含有量は０．１００％以下とする。Ｐ含有量は、好ましくは０．０６０％以下、より好ましくは０．０４０％以下、より一層好ましくは０．０２０％以下である。Ｐは原料から不純物として混入するが、その下限を特に制限する必要はなく、伸びフランジ性や低温靭性を確保する上では、Ｐの含有量はより低い方が好ましい。ただし、Ｐ含有量を過剰に低減すると、製造コストが増加する。製造コストの観点からは、Ｐ含有量は好ましくは０．００１％以上、より好ましくは０．００５％以上である。
（Ｓ：０．０１００％以下）
Ｓは、不純物として含有される元素であり、鋼板の加工性を低下させる作用を有する。
そのため、Ｓ含有量は０．０１００％以下とする。Ｓ含有量は、好ましくは０．００８０％以下、より好ましくは０．００６０％以下、より一層好ましくは０．００３０％以下である。Ｓは原料から不純物として混入するが、その下限を特に制限する必要はなく、加工性を確保する観点からはＳの含有量はより低い方が好ましい。ただし、Ｓ含有量を過剰に低減すると、製造コストが増加する。製造コストの観点からは、Ｓ含有量は好ましくは０．０００１％以上、より好ましくは０．０００５％以上、より一層好ましくは、０．００１０％以上である。
Ｓは、不純物として含有される元素であり、鋼板の加工性を低下させる作用を有する。
そのため、Ｓ含有量は０．０１００％以下とする。Ｓ含有量は、好ましくは０．００８０％以下、より好ましくは０．００６０％以下、より一層好ましくは０．００３０％以下である。Ｓは原料から不純物として混入するが、その下限を特に制限する必要はなく、加工性を確保する観点からはＳの含有量はより低い方が好ましい。ただし、Ｓ含有量を過剰に低減すると、製造コストが増加する。製造コストの観点からは、Ｓ含有量は好ましくは０．０００１％以上、より好ましくは０．０００５％以上、より一層好ましくは、０．００１０％以上である。
本実施形態に係る鋼板の化学組成の残部は、Ｆｅおよび不純物からなる。本実施形態において、不純物とは、本実施形態に係る鋼板に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。
本実施形態に係る鋼板は、Ｆｅの一部に代え、以下の任意元素として含有してもよい。任意元素を含有させなくても本実施形態に係る鋼板はその課題を解決することができるので、任意元素を含有させない場合の含有量の下限は０％である。
（Ｎｂ：０～０．１００％）
Ｎｂは任意元素である。Ｎｂは、鋼板の結晶粒径の粗大化を抑制するとともに、フェライト粒径を微細化し、ＮｂＣの析出強化により鋼板の強度を高める効果を有する。これらの効果を確実に得る場合、Ｎｂ含有量を０．００１％以上とすることが好ましい。Ｎｂ含有量は、より好ましくは０．００５％以上である。一方、Ｎｂ含有量が０．１００％を超えると、上記効果が飽和するとともに、仕上げ圧延時の圧延荷重の増加を引き起こす場合がある。そのため、Ｎｂ含有量は、０．１００％以下とすることが好ましい。Ｎｂ含有量は、好ましくは、０．０６０％以下、より好ましくは０．０３０％以下である。
Ｎｂは任意元素である。Ｎｂは、鋼板の結晶粒径の粗大化を抑制するとともに、フェライト粒径を微細化し、ＮｂＣの析出強化により鋼板の強度を高める効果を有する。これらの効果を確実に得る場合、Ｎｂ含有量を０．００１％以上とすることが好ましい。Ｎｂ含有量は、より好ましくは０．００５％以上である。一方、Ｎｂ含有量が０．１００％を超えると、上記効果が飽和するとともに、仕上げ圧延時の圧延荷重の増加を引き起こす場合がある。そのため、Ｎｂ含有量は、０．１００％以下とすることが好ましい。Ｎｂ含有量は、好ましくは、０．０６０％以下、より好ましくは０．０３０％以下である。
（Ｖ：０～０．５００％）
Ｖは任意元素である。Ｖは、鋼中に固溶して鋼板の強度を高めるとともに、炭化物や窒化物、炭窒化物等として鋼中に析出し、析出強化によっても鋼板の強度を向上させる効果を有する。これらの効果を確実に得る場合、Ｖ含有量を０．００５％以上とすることが好ましい。Ｖ含有量は、より好ましくは、０．０１０％以上である。一方、Ｖ含有量が０．５００％を超えると鋼板の靭性の低下を引き起こす場合がある。そのため、Ｖ含有量は、０．５００％以下とすることが好ましい。Ｖ含有量は、より好ましくは０．３００％以下である。
Ｖは任意元素である。Ｖは、鋼中に固溶して鋼板の強度を高めるとともに、炭化物や窒化物、炭窒化物等として鋼中に析出し、析出強化によっても鋼板の強度を向上させる効果を有する。これらの効果を確実に得る場合、Ｖ含有量を０．００５％以上とすることが好ましい。Ｖ含有量は、より好ましくは、０．０１０％以上である。一方、Ｖ含有量が０．５００％を超えると鋼板の靭性の低下を引き起こす場合がある。そのため、Ｖ含有量は、０．５００％以下とすることが好ましい。Ｖ含有量は、より好ましくは０．３００％以下である。
（Ｍｏ：０～０．５００％）
Ｍｏは任意元素である。Ｍｏは、鋼の焼入れ性を高めるとともに、炭化物や炭窒化物を形成して鋼板を高強度化させる効果を有する。これらの効果を確実に得る場合、Ｍｏ含有量を０．００１％以上とすることが好ましい。Ｍｏ含有量は、より好ましくは、０．００５％以上である。一方、Ｍｏ含有量が０．５００％を超えると、スラブの割れ感受性が高まる場合がある。そのため、Ｍｏの含有量は、０．５００％以下とすることが好ましい。Ｍｏ含有量は、より好ましくは、０．３００％以下である。
Ｍｏは任意元素である。Ｍｏは、鋼の焼入れ性を高めるとともに、炭化物や炭窒化物を形成して鋼板を高強度化させる効果を有する。これらの効果を確実に得る場合、Ｍｏ含有量を０．００１％以上とすることが好ましい。Ｍｏ含有量は、より好ましくは、０．００５％以上である。一方、Ｍｏ含有量が０．５００％を超えると、スラブの割れ感受性が高まる場合がある。そのため、Ｍｏの含有量は、０．５００％以下とすることが好ましい。Ｍｏ含有量は、より好ましくは、０．３００％以下である。
（Ｃｕ：０～１．００％）
Ｃｕは任意元素である。Ｃｕは、鋼の靭性を改善する効果および強度を高める効果を有する。これらの効果を確実に得る場合、Ｃｕ含有量を０．０２％以上とすることが好ましい。Ｃｕ含有量は、より好ましくは、０．０８％以上である。一方、Ｃｕを過剰に含有させると鋼板の溶接性が低下する場合がある。そのため、Ｃｕ含有量は、１．００％以下とすることが好ましい。Ｃｕ含有量は、より好ましくは、０．５０％以下、より一層好ましくは０．３０％以下である。
Ｃｕは任意元素である。Ｃｕは、鋼の靭性を改善する効果および強度を高める効果を有する。これらの効果を確実に得る場合、Ｃｕ含有量を０．０２％以上とすることが好ましい。Ｃｕ含有量は、より好ましくは、０．０８％以上である。一方、Ｃｕを過剰に含有させると鋼板の溶接性が低下する場合がある。そのため、Ｃｕ含有量は、１．００％以下とすることが好ましい。Ｃｕ含有量は、より好ましくは、０．５０％以下、より一層好ましくは０．３０％以下である。
（Ｎｉ：０～１．００％）
Ｎｉは任意元素である。Ｎｉは、鋼の靭性を改善する効果および強度を高める効果を有する。これらの効果を確実に得る場合、Ｎｉ含有量を０．０２％以上とすることが好ましい。Ｎｉ含有量は、より好ましくは、０．１０％以上である。一方、Ｎｉを過剰に含有させると合金コストが嵩み、また、鋼板の溶接熱影響部の靭性が劣化する場合がある。そのため、Ｎｉ含有量は１．００％以下とすることが好ましい。Ｎｉ含有量は、より好ましくは、０．５０％以下、より一層好ましくは０．３０％以下である。
Ｎｉは任意元素である。Ｎｉは、鋼の靭性を改善する効果および強度を高める効果を有する。これらの効果を確実に得る場合、Ｎｉ含有量を０．０２％以上とすることが好ましい。Ｎｉ含有量は、より好ましくは、０．１０％以上である。一方、Ｎｉを過剰に含有させると合金コストが嵩み、また、鋼板の溶接熱影響部の靭性が劣化する場合がある。そのため、Ｎｉ含有量は１．００％以下とすることが好ましい。Ｎｉ含有量は、より好ましくは、０．５０％以下、より一層好ましくは０．３０％以下である。
（Ｃｒ：０～２．００％）
Ｃｒは任意元素である。Ｃｒは、鋼の焼入性を高めることによりフレッシュマルテンサイト等の生成を促進する効果を有する。この効果を確実に得る場合、Ｃｒ含有量を０．０２％以上とすることが好ましい。Ｃｒ含有量は、より好ましくは、０．０５％以上である。一方、Ｃｒを過剰に含有させると、熱間圧延後の冷却過程におけるフェライト変態が過度に遅延してしまい、所望の量のフェライトが得難くなる場合がある。そのため、Ｃｒ含有量は、２．００％以下とすることが好ましい。Ｃｒ含有量は、より好ましくは１．５０％以下、より一層好ましくは１．００％以下、特に好ましくは０．５０％以下である。
Ｃｒは任意元素である。Ｃｒは、鋼の焼入性を高めることによりフレッシュマルテンサイト等の生成を促進する効果を有する。この効果を確実に得る場合、Ｃｒ含有量を０．０２％以上とすることが好ましい。Ｃｒ含有量は、より好ましくは、０．０５％以上である。一方、Ｃｒを過剰に含有させると、熱間圧延後の冷却過程におけるフェライト変態が過度に遅延してしまい、所望の量のフェライトが得難くなる場合がある。そのため、Ｃｒ含有量は、２．００％以下とすることが好ましい。Ｃｒ含有量は、より好ましくは１．５０％以下、より一層好ましくは１．００％以下、特に好ましくは０．５０％以下である。
（Ｂ：０～０．００２０％）
Ｂは任意元素である。Ｂは、粒界に偏析することで粒界強度を高めて、耐はがれ性を向上させる作用を有する。この効果を確実に得る場合、Ｂ含有量を０．０００１％以上とすることが好ましい。Ｂ含有量は、より好ましくは０．０００２％以上である。一方、０．００２０％を超えてＢを含有させても上記効果が飽和するとともに、合金コストが増加する。そのため、Ｂ含有量は、０．００２０％以下とすることが好ましい。Ｂ含有量は、より好ましくは０．００１５％以下、より一層好ましくは０．００１０％以下である。
Ｂは任意元素である。Ｂは、粒界に偏析することで粒界強度を高めて、耐はがれ性を向上させる作用を有する。この効果を確実に得る場合、Ｂ含有量を０．０００１％以上とすることが好ましい。Ｂ含有量は、より好ましくは０．０００２％以上である。一方、０．００２０％を超えてＢを含有させても上記効果が飽和するとともに、合金コストが増加する。そのため、Ｂ含有量は、０．００２０％以下とすることが好ましい。Ｂ含有量は、より好ましくは０．００１５％以下、より一層好ましくは０．００１０％以下である。
（Ｃａ：０～０．０１００％）
Ｃａは任意元素である。Ｃａは溶鋼中に微細な酸化物を多数分散させ、鋼板の金属組織を微細化させる効果を有する。また、Ｃａは、溶鋼中のＳを球状のＣａＳとして固定して、ＭｎＳなどの延伸介在物の生成を抑制することにより、鋼板の伸びフランジ性を向上させる効果を有する。これらの効果を確実に得る場合、Ｃａ含有量を０．０００２％以上とすることが好ましい。Ｃａ含有量は、より好ましくは、０．０００５％以上である。一方、Ｃａ含有量が０．０１００％を超えると、鋼中のＣａＯが増加し、鋼板の靭性に悪影響を与える場合がある。そのため、Ｃａ含有量は０．０１００％以下とすることが好ましい。Ｃａ含有量は、より好ましくは、０．００５０％以下、より一層好ましくは、０．００３０％以下である。
Ｃａは任意元素である。Ｃａは溶鋼中に微細な酸化物を多数分散させ、鋼板の金属組織を微細化させる効果を有する。また、Ｃａは、溶鋼中のＳを球状のＣａＳとして固定して、ＭｎＳなどの延伸介在物の生成を抑制することにより、鋼板の伸びフランジ性を向上させる効果を有する。これらの効果を確実に得る場合、Ｃａ含有量を０．０００２％以上とすることが好ましい。Ｃａ含有量は、より好ましくは、０．０００５％以上である。一方、Ｃａ含有量が０．０１００％を超えると、鋼中のＣａＯが増加し、鋼板の靭性に悪影響を与える場合がある。そのため、Ｃａ含有量は０．０１００％以下とすることが好ましい。Ｃａ含有量は、より好ましくは、０．００５０％以下、より一層好ましくは、０．００３０％以下である。
（Ｍｇ：０～０．０１００％）
Ｍｇは任意元素である。ＭｇはＣａと同様に溶鋼中に酸化物や硫化物を形成して、粗大なＭｎＳの形成を抑制し、微細な酸化物を多数分散させ、鋼板の組織を微細化する効果を有する。これらの効果を確実に得る場合、Ｍｇ含有量を０．０００２％以上とすることが好ましい。Ｍｇ含有量は、より好ましくは、０．０００５％以上である。一方、Ｍｇ含有量が０．０１００％を超えると、鋼中の酸化物が増加し、鋼板の靭性に悪影響を与える。そのため、Ｍｇ含有量は、０．０１００％以下とすることが好ましい。Ｍｇ含有量は、より好ましくは、０．００５０％以下、より一層好ましくは、０．００３０％以下である。
Ｍｇは任意元素である。ＭｇはＣａと同様に溶鋼中に酸化物や硫化物を形成して、粗大なＭｎＳの形成を抑制し、微細な酸化物を多数分散させ、鋼板の組織を微細化する効果を有する。これらの効果を確実に得る場合、Ｍｇ含有量を０．０００２％以上とすることが好ましい。Ｍｇ含有量は、より好ましくは、０．０００５％以上である。一方、Ｍｇ含有量が０．０１００％を超えると、鋼中の酸化物が増加し、鋼板の靭性に悪影響を与える。そのため、Ｍｇ含有量は、０．０１００％以下とすることが好ましい。Ｍｇ含有量は、より好ましくは、０．００５０％以下、より一層好ましくは、０．００３０％以下である。
（ＲＥＭ：０～０．０１００％）
ＲＥＭは任意元素である。ＲＥＭもＣａと同様に、溶鋼中に酸化物や硫化物を形成して、粗大なＭｎＳの形成を抑制し、微細な酸化物を多数分散させ、鋼板の組織を微細化する効果を有する。これらの効果を得る場合、ＲＥＭ含有量を０．０００２％以上とすることが好ましい。ＲＥＭ含有量は、より好ましくは、０．０００５％以上である。一方、ＲＥＭ含有量が０．０１００％を超えると鋼中の酸化物が増加し、鋼板の靭性に悪影響を与える場合がある。そのため、ＲＥＭ含有量は、０．０１００％以下とすることが好ましい。ＲＥＭ含有量は、より好ましくは、０．００５０％以下、より一層好ましくは、０．００３０％以下である。
ここで、ＲＥＭ（希土類）とは、Ｓｃ、Ｙ及びランタノイドからなる合計１７元素を指す。なお、本実施形態では、ＲＥＭの含有量とはこれらの元素の合計含有量を指す。
ＲＥＭは任意元素である。ＲＥＭもＣａと同様に、溶鋼中に酸化物や硫化物を形成して、粗大なＭｎＳの形成を抑制し、微細な酸化物を多数分散させ、鋼板の組織を微細化する効果を有する。これらの効果を得る場合、ＲＥＭ含有量を０．０００２％以上とすることが好ましい。ＲＥＭ含有量は、より好ましくは、０．０００５％以上である。一方、ＲＥＭ含有量が０．０１００％を超えると鋼中の酸化物が増加し、鋼板の靭性に悪影響を与える場合がある。そのため、ＲＥＭ含有量は、０．０１００％以下とすることが好ましい。ＲＥＭ含有量は、より好ましくは、０．００５０％以下、より一層好ましくは、０．００３０％以下である。
ここで、ＲＥＭ（希土類）とは、Ｓｃ、Ｙ及びランタノイドからなる合計１７元素を指す。なお、本実施形態では、ＲＥＭの含有量とはこれらの元素の合計含有量を指す。
（Ｂｉ：０～０．０２００％）
Ｂｉは、任意元素である。Ｂｉは、凝固組織を微細化して、鋼板の成形性を向上させる効果を有する。この効果を確実に得るためには、Ｂｉ含有量は、０．０００１％以上とすることが好ましい。Ｂｉ含有量は、より好ましくは０．０００５％以上である。一方、Ｂｉ含有量が０．０２００％を超えると、上記効果が飽和するとともに合金コストが増加するので、Ｂｉ含有量は０．０２００％以下とすることが好ましい。より好ましくは０．０１００％以下であり、より一層好ましくは０．００７０％以下である。
Ｂｉは、任意元素である。Ｂｉは、凝固組織を微細化して、鋼板の成形性を向上させる効果を有する。この効果を確実に得るためには、Ｂｉ含有量は、０．０００１％以上とすることが好ましい。Ｂｉ含有量は、より好ましくは０．０００５％以上である。一方、Ｂｉ含有量が０．０２００％を超えると、上記効果が飽和するとともに合金コストが増加するので、Ｂｉ含有量は０．０２００％以下とすることが好ましい。より好ましくは０．０１００％以下であり、より一層好ましくは０．００７０％以下である。
上述した鋼板の化学組成は、一般的な分析方法によって測定すればよい。例えば、ＩＣＰ－ＡＥＳ（Ｉｎｄｕｃｔｉｖｅｌｙ Ｃｏｕｐｌｅｄ Ｐｌａｓｍａ－Ａｔｏｍｉｃ Ｅｍｉｓｓｉｏｎ Ｓｐｅｃｔｒｏｍｅｔｒｙ）を用いて測定すればよい。なお、ＣおよびＳは燃焼－赤外線吸収法を用い、Ｎは不活性ガス融解－熱伝導度法を用いて測定すればよい。表面に亜鉛めっき層を備える場合は、機械研削により表面の亜鉛めっき層を除去してから、化学組成の分析を行えばよい。
次に、鋼板の金属組織について説明する。本実施形態に係る鋼板は、表面から板厚の１／４深さ位置で、焼き戻しマルテンサイトおよび焼き戻しベイナイトの合計面積分率が１０％以上１００％以下であり、フェライトの面積分率が０％以上９０％以下であり、残留オーステナイトの面積分率が０％以上４％未満であり、残留オーステナイト、フレッシュマルテンサイト、セメンタイトおよびパーライトの合計面積分率が０％以上１０％以下であり、平均結晶粒径が１５．０μｍ以下であり、固溶Ｃおよび固溶Ｂの合計の粒界個数密度が１．０個／ｎｍ２以上１２．０個／ｎｍ２以下であり、板厚中心部の｛２１１｝＜０１１＞および｛３３２｝＜１１３＞の極密度の合計が１２．０以下である。以下、各要件について詳細に説明する。
本実施形態に係る鋼板は、鋼板の表面から板厚の１／４の深さ位置において、「焼き戻しマルテンサイト及び焼き戻しベイナイト」の合計面積分率、残留オーステナイトの面積分率、「残留オーステナイト、フレッシュマルテンサイト、セメンタイト及びパーライト」の合計面積分率、平均結晶粒径、並びに、固溶Ｃおよび固溶Ｂの合計の粒界個数密度を所定の範囲内に制御する。ここで、鋼板の表面から板厚の１／４の深さ位置の鋼組織を規定するのは、この深さ位置が、鋼板の表面と板厚中心位置との中間点であり、集合組織以外については、当該位置における鋼組織が、鋼板の鋼組織を代表する（鋼板全体の平均的な鋼組織を示す）からである。
（焼き戻しマルテンサイト及び焼き戻しベイナイトの合計面積分率：１０～１００％）
焼き戻しマルテンサイトおよび焼き戻しベイナイトは、フレッシュマルテンサイトおよびベイナイトに比べ、割れが発生し難く、延性及び靱性に富むため、強度、伸び、伸びフランジ性及び低温靱性に優れる組織である。そのため、本実施形態に係る鋼板において必須の金属組織である。焼き戻しマルテンサイト及び焼き戻しベイナイトの合計面積分率が１０％未満であると、所望の強度が得難くなる。そのため、焼き戻しマルテンサイトおよび焼き戻しベイナイトの合計面積分率は１０％以上とする。好ましくは２０％以上、より好ましくは３０％以上である。焼き戻しマルテンサイトおよび焼き戻しベイナイトの合計面積分率が多いほど高強度が得られ、好ましいため、これらの合計面積分率は１００％であっても構わない。
焼き戻しマルテンサイトおよび焼き戻しベイナイトは、フレッシュマルテンサイトおよびベイナイトに比べ、割れが発生し難く、延性及び靱性に富むため、強度、伸び、伸びフランジ性及び低温靱性に優れる組織である。そのため、本実施形態に係る鋼板において必須の金属組織である。焼き戻しマルテンサイト及び焼き戻しベイナイトの合計面積分率が１０％未満であると、所望の強度が得難くなる。そのため、焼き戻しマルテンサイトおよび焼き戻しベイナイトの合計面積分率は１０％以上とする。好ましくは２０％以上、より好ましくは３０％以上である。焼き戻しマルテンサイトおよび焼き戻しベイナイトの合計面積分率が多いほど高強度が得られ、好ましいため、これらの合計面積分率は１００％であっても構わない。
（フェライトの面積分率：０～９０％）
フェライトは、強度と延性とのバランスを向上させるために含有させても良い。フェライトの面積分率が９０％を超えると所望の強度が得難くなるため、フェライトの面積分率は９０％以下とする。フェライトの面積分率は８５％未満であることが好ましい。フェライトが含有されない場合であっても本実施形態に係る鋼板はその課題を解決することができるので、フェライトの面積分率は０％であっても構わない。
フェライトは、強度と延性とのバランスを向上させるために含有させても良い。フェライトの面積分率が９０％を超えると所望の強度が得難くなるため、フェライトの面積分率は９０％以下とする。フェライトの面積分率は８５％未満であることが好ましい。フェライトが含有されない場合であっても本実施形態に係る鋼板はその課題を解決することができるので、フェライトの面積分率は０％であっても構わない。
（残留オーステナイトの面積分率：０％以上４％未満）
（残留オーステナイト、フレッシュマルテンサイト、セメンタイト及びパーライトの合計面積分率：０～１０％）
残留オーステナイト、フレッシュマルテンサイト、セメンタイト及びパーライトは、き裂起点となり、鋼板の伸びフランジ性や低温靱性を低下させる。したがって、残留オーステナイト、フレッシュマルテンサイト、セメンタイト及びパーライトの合計面積分率は１０％以下とする。好ましくは８％以下、より好ましくは５％以下である。これらの金属組織が含有されない場合であっても本実施形態に係る鋼板はその課題を解決することができるので、これらの金属組織の合計面積分率は０％であっても構わない。
また、これらの金属組織のうち残留オーステナイトは、打抜きなどの予加工により非常に硬質なフレッシュマルテンサイトに変態することで、鋼板の伸びフランジ性を著しく劣化させる。そのため、残留オーステナイトの面積分率は４％未満とする。好ましくは３％以下、より好ましくは２％以下、より一層好ましくは２％未満、さらに好ましくは１％以下である。残留オーステナイトの面積分率は少ない方が好ましいため、面積分率は０％であっても構わない。
（残留オーステナイト、フレッシュマルテンサイト、セメンタイト及びパーライトの合計面積分率：０～１０％）
残留オーステナイト、フレッシュマルテンサイト、セメンタイト及びパーライトは、き裂起点となり、鋼板の伸びフランジ性や低温靱性を低下させる。したがって、残留オーステナイト、フレッシュマルテンサイト、セメンタイト及びパーライトの合計面積分率は１０％以下とする。好ましくは８％以下、より好ましくは５％以下である。これらの金属組織が含有されない場合であっても本実施形態に係る鋼板はその課題を解決することができるので、これらの金属組織の合計面積分率は０％であっても構わない。
また、これらの金属組織のうち残留オーステナイトは、打抜きなどの予加工により非常に硬質なフレッシュマルテンサイトに変態することで、鋼板の伸びフランジ性を著しく劣化させる。そのため、残留オーステナイトの面積分率は４％未満とする。好ましくは３％以下、より好ましくは２％以下、より一層好ましくは２％未満、さらに好ましくは１％以下である。残留オーステナイトの面積分率は少ない方が好ましいため、面積分率は０％であっても構わない。
（平均結晶粒径：１５．０μｍ以下）
焼き戻しマルテンサイトおよび焼き戻しベイナイトのブロック径およびフェライトの平均結晶粒径が粗大であると、破断時の破面単位が大きくなり、鋼板の低温靭性が低下する。したがって、平均結晶粒径は１５．０μｍ以下とする。平均結晶粒径は、好ましくは１２．０μｍ以下であり、より好ましくは１０．０μｍ以下であり、より一層好ましくは７．０μｍ以下である。平均結晶粒径は小さいほど好ましいので下限は特に限定されない。しかしながら、通常の熱間圧延では平均結晶粒径が１．０μｍを下回るような細粒化は技術的に困難である。そのため、平均結晶粒径は１．０μｍ以上、４．０μｍ以上としてもよい。
焼き戻しマルテンサイトおよび焼き戻しベイナイトのブロック径およびフェライトの平均結晶粒径が粗大であると、破断時の破面単位が大きくなり、鋼板の低温靭性が低下する。したがって、平均結晶粒径は１５．０μｍ以下とする。平均結晶粒径は、好ましくは１２．０μｍ以下であり、より好ましくは１０．０μｍ以下であり、より一層好ましくは７．０μｍ以下である。平均結晶粒径は小さいほど好ましいので下限は特に限定されない。しかしながら、通常の熱間圧延では平均結晶粒径が１．０μｍを下回るような細粒化は技術的に困難である。そのため、平均結晶粒径は１．０μｍ以上、４．０μｍ以上としてもよい。
なお、本実施形態において平均結晶粒径とは、結晶構造がｂｃｃのもの、すなわちフェライト、焼き戻しベイナイト、焼き戻しマルテンサイト、フレッシュマルテンサイト及びパーライトにおいて結晶方位差１５°以上の粒界で囲まれ、かつ円相当直径で０．３μｍ以上の領域を結晶粒と定義した結晶粒径の平均値を意味し、残留オーステナイト及びセメンタイトの結晶粒径は平均結晶粒径に含めない。
本実施形態において、平均結晶粒径および各組織の面積分率は、圧延方向及び板厚方向に平行な鋼板断面の、鋼板の表面から板厚の１／４深さ位置における組織について求める。
平均結晶粒径、フェライト面積分率及び残留オーステナイト面積分率は、サーマル電界放射型走査電子顕微鏡とＥＢＳＤ検出器とで構成されたＥＢＳＤ解析装置を用いて、走査電子顕微鏡（ＳＥＭ）観察及びＥＢＳＤ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｂａｃｋ Ｓｃａｔｔｅｒｉｎｇ Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ：電子線後方散乱回折法）解析により求める。鋼板の表面から板厚の１／４深さ位置を中心とする圧延方向に２００μｍ、板厚方向に１００μｍの領域を０．２μｍ間隔でｆｃｃとｂｃｃとを区別して結晶方位情報を得る。ＥＢＳＤ解析装置の付属ソフトウェア（ＡＭＥＴＥＫ社製「ＯＩＭ Ａｎａｌｙｓｉｓ（登録商標）」）を用いて、結晶方位差が１５°以上である結晶粒界を特定する。ｂｃｃの平均結晶粒径は、結晶方位差１５°以上である結晶粒界で囲まれ、円相当直径で０．３μｍ以上の領域を結晶粒と定義して、下記［数１］を用いた方法により求める。ただし、下記式中、Ｄは平均結晶粒径、Ｎは平均結晶粒径の評価領域に含まれる結晶粒の数、Ａｉはｉ番目（ｉ＝１、２、・・、Ｎ）の結晶粒の面積、ｄｉはｉ番目の結晶粒の円相当直径を示す。
平均結晶粒径、フェライト面積分率及び残留オーステナイト面積分率は、サーマル電界放射型走査電子顕微鏡とＥＢＳＤ検出器とで構成されたＥＢＳＤ解析装置を用いて、走査電子顕微鏡（ＳＥＭ）観察及びＥＢＳＤ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｂａｃｋ Ｓｃａｔｔｅｒｉｎｇ Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ：電子線後方散乱回折法）解析により求める。鋼板の表面から板厚の１／４深さ位置を中心とする圧延方向に２００μｍ、板厚方向に１００μｍの領域を０．２μｍ間隔でｆｃｃとｂｃｃとを区別して結晶方位情報を得る。ＥＢＳＤ解析装置の付属ソフトウェア（ＡＭＥＴＥＫ社製「ＯＩＭ Ａｎａｌｙｓｉｓ（登録商標）」）を用いて、結晶方位差が１５°以上である結晶粒界を特定する。ｂｃｃの平均結晶粒径は、結晶方位差１５°以上である結晶粒界で囲まれ、円相当直径で０．３μｍ以上の領域を結晶粒と定義して、下記［数１］を用いた方法により求める。ただし、下記式中、Ｄは平均結晶粒径、Ｎは平均結晶粒径の評価領域に含まれる結晶粒の数、Ａｉはｉ番目（ｉ＝１、２、・・、Ｎ）の結晶粒の面積、ｄｉはｉ番目の結晶粒の円相当直径を示す。
１５°以上の結晶方位差を有する結晶粒界は主に、フェライト粒界、焼き戻しマルテンサイト及び焼き戻しベイナイトのブロック境界である。ＪＩＳ Ｇ ０５５２：２０１３に準じたフェライト粒径の測定方法では、結晶方位差が１５°未満のフェライト粒についても粒径が算定されてしまう場合があり、さらに、焼き戻しマルテンサイトや焼き戻しベイナイトのブロックは算定されない。したがって、本実施形態における平均結晶粒径は、上述のようにＥＢＳＤ解析により求めた値を採用する。
残留オーステナイトの面積分率は、ＥＢＳＤ解析によりｆｃｃと判別された金属組織の面積分率を算出することで得る。
フェライトの面積分率は、結晶方位差が５°以上の結晶粒界で囲まれ、かつ円相当直径で０．３μｍ以上の領域を結晶粒と定義して、その結晶粒内の、ＯＩＭ Ａｎａｌｙｓｉｓに装備されているＧｒａｉｎ Ａｖｅｒａｇｅ Ｍｉｓｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ解析により求められる値（ＧＡＭ値）が０．５°以下である結晶粒の面積分率を算出することで、フェライトの面積分率を得る。フェライトの面積分率を求める際に結晶方位差５°以上の境界を結晶粒界と定義する理由は、同一の旧オーステナイト粒から近いバリアントで生成した異なる組織が区別出来ない場合があるためである。
フェライトの面積分率は、結晶方位差が５°以上の結晶粒界で囲まれ、かつ円相当直径で０．３μｍ以上の領域を結晶粒と定義して、その結晶粒内の、ＯＩＭ Ａｎａｌｙｓｉｓに装備されているＧｒａｉｎ Ａｖｅｒａｇｅ Ｍｉｓｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ解析により求められる値（ＧＡＭ値）が０．５°以下である結晶粒の面積分率を算出することで、フェライトの面積分率を得る。フェライトの面積分率を求める際に結晶方位差５°以上の境界を結晶粒界と定義する理由は、同一の旧オーステナイト粒から近いバリアントで生成した異なる組織が区別出来ない場合があるためである。
パーライトおよびセメンタイトの面積分率はナイタール腐食により現出した金属組織をＳＥＭ観察により観察することで得る。
フレッシュマルテンサイトの面積分率は、レペラ腐食により現出したＭＡ（Ｍａｒｔｅｎｓｉｔｅ－Ａｕｓｕｔｅｎｉｔｅ Ｃｏｎｓｔｉｔｕｅｎｔ）を光学顕微鏡で観察することにより、フレッシュマルテンサイトおよび残留オーステナイトの合計面積分率を求め、この合計面積分率から上述の方法により得た残留オーステナイトの面積分率を差し引くことで得る。
フレッシュマルテンサイトの面積分率は、レペラ腐食により現出したＭＡ（Ｍａｒｔｅｎｓｉｔｅ－Ａｕｓｕｔｅｎｉｔｅ Ｃｏｎｓｔｉｔｕｅｎｔ）を光学顕微鏡で観察することにより、フレッシュマルテンサイトおよび残留オーステナイトの合計面積分率を求め、この合計面積分率から上述の方法により得た残留オーステナイトの面積分率を差し引くことで得る。
面積分率は、画像解析により求めてもよく、点算法で求めてもよい。例えば、パーライト及びセメンタイトは、鋼板の表面から板厚の１／４深さ位置の領域において１０００倍の倍率にて３視野以上（１００μｍ×１００μｍ／視野）観察し、格子間隔５μｍの点算法で求めてよい。また、フレッシュマルテンサイトおよび残留オーステナイトの合計面積分率は、鋼板の表面から板厚の１／４深さ位置の領域において５００倍の倍率にて２視野以上（２００μｍ×２００μｍ／視野）観察し、格子間隔５μｍの点算法で求めてよい。
焼き戻しマルテンサイトおよび焼き戻しベイナイトの合計面積分率は、１００％から、フェライト、パーライト、残留オーステナイト、セメンタイト及びフレッシュマルテンサイトの合計面積分率を差し引いて求める。
（固溶Ｃおよび固溶Ｂの合計の粒界個数密度：１．０～１２．０個／ｎｍ２）
固溶Ｃおよび固溶Ｂの粒界個数密度を１．０個／ｎｍ２以上とすることで、打ち抜きまたはせん断加工時のはがれの発生が抑制される。これは、固溶Ｃおよび固溶Ｂが粒界を強化するためであると推測される。固溶Ｃおよび固溶Ｂの粒界個数密度が１２．０個／ｎｍ２超では、はがれの発生を抑制する効果は飽和する。さらに、粗大なセメンタイトが析出して鋼板の穴広げ性が低下する。そのため、固溶Ｃおよび固溶Ｂの合計の粒界個数密度は１．０～１２．０個／ｎｍ２とする。耐はがれ性をより向上させるためには、固溶Ｃおよび固溶Ｂの合計の粒界個数密度は２．０個／ｎｍ２以上とすることが好ましい。また、粗大なセメンタイトの析出を抑制して穴広げ性の低下をより確実に抑制するためには、固溶Ｃおよび固溶Ｂの合計の粒界個数密度は１０．０個／ｎｍ２以下とすることが好ましい。
固溶Ｃおよび固溶Ｂの粒界個数密度を１．０個／ｎｍ２以上とすることで、打ち抜きまたはせん断加工時のはがれの発生が抑制される。これは、固溶Ｃおよび固溶Ｂが粒界を強化するためであると推測される。固溶Ｃおよび固溶Ｂの粒界個数密度が１２．０個／ｎｍ２超では、はがれの発生を抑制する効果は飽和する。さらに、粗大なセメンタイトが析出して鋼板の穴広げ性が低下する。そのため、固溶Ｃおよび固溶Ｂの合計の粒界個数密度は１．０～１２．０個／ｎｍ２とする。耐はがれ性をより向上させるためには、固溶Ｃおよび固溶Ｂの合計の粒界個数密度は２．０個／ｎｍ２以上とすることが好ましい。また、粗大なセメンタイトの析出を抑制して穴広げ性の低下をより確実に抑制するためには、固溶Ｃおよび固溶Ｂの合計の粒界個数密度は１０．０個／ｎｍ２以下とすることが好ましい。
固溶Ｃ及び固溶Ｂの粒界個数密度は、三次元アトムプローブ法を用いて測定する。１９８８年にオックスフォード大学のＡ．Ｃｅｒｅｚｏらにより開発された位置敏感型アトムプローブ（ＰｏＳＡＰ：ｐｏｓｉｔｉｏｎｓｅｎｓｉｔｉｖｅ ａｔｏｍ ｐｒｏｂｅ）は、アトムプローブの検出器に位置敏感型検出器（ｐｏｓｉｔｉｏｎｓｅｎｓｉｔｉｖｅ ｄｅｔｅｃｔｏｒ）を取り入れており、分析に際してアパーチャーを用いずに検出器に到達した原子の飛行時間と位置とを同時に測定することができる装置である。この装置を用いれば、試料の表面に存在する合金中の全構成元素を原子レベルの空間分解能で２次元マップとして表示することができる。また、電界蒸発現象を用いて試料の表面を一原子層ずつ蒸発させることにより、２次元マップを深さ方向に拡張し、３次元マップとして表示及び分析することもできる。
粒界の観察には、収束イオンビーム（ＦＩＢ：ｆｏｃｕｓｅｄ ｉｏｎ ｂｅａｍ）装置として日立製作所製のＦＢ２０００Ａを用い、切り出した試料を電解研磨により針形状にする際に、任意形状の走査ビームで粒界部が針先端部となるようにする。このようにして、粒界部を含むＰｏＳＡＰ用針状試料を作製する。そして、走査イオン顕微鏡（ＳＩＭ：ｓｃａｎｎｉｎｇ ｉｏｎ ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ）のチャネリング現象で方位の異なる結晶粒にコントラストが生じることを利用して、ＰｏＳＡＰ用針状試料を観察しながら粒界を特定し、イオンビームで切断する。三次元アトムプローブとして用いた装置はＣＡＭＥＣＡ社製ＯＴＡＰであり、測定条件としては、試料位置の温度を約７０Ｋ、プローブ全電圧を１０ｋＶ～１５ｋＶ、パルス比を２５％とする。そして、各試料の粒界及び粒内を、それぞれ三回測定してその平均値を代表値とする。このようにして、粒界及び粒内に存在している固溶Ｃ及び固溶Ｂを測定する。
測定値からバックグラウンドノイズ等を除去して得られた値は、単位粒界面積あたりの原子密度と定義され、これを粒界個数密度（個／ｎｍ２）とする。従って、粒界に存在する固溶Ｃとは粒界に存在するＣ原子のことであり、粒界に存在する固溶Ｂとは粒界に存在するＢ原子のことである。本実施形態において、固溶Ｃおよび固溶Ｂの合計の粒界個数密度とは、粒界単位面積あたりに存在している固溶Ｃおよび固溶Ｂの合計の個数である。この値は、固溶Ｃ及び固溶Ｂの測定値を足し合わせた値である。
本実施形態に係る鋼板は、鋼板の板厚中心部において、｛２１１｝＜０１１＞及び｛３３２｝＜１１３＞の極密度の合計を規定する。本実施形態において板厚中心部とは、板厚中心位置（鋼板の表面から板厚の１／２深さ位置）から、鋼板の表方向及び裏方向にそれぞれ板厚の１／１０程度の範囲を意味する。例えば、鋼板の板厚が２ｍｍであれば、板厚中心部とは、板厚中心位置を境に表方向及び裏方向にそれぞれ１００μｍ程度の範囲を意味する。
板厚中心部における集合組織を規定する理由は、板厚中心部の集合組織と機械特性とが良く相関しているためである。この理由は定かではないが、本発明者らは以下のように推測する。鋼板は、圧延時にロールと鋼板との摩擦によって、鋼板の表裏で逆方向のせん断変形が生じ、板厚中心部では平面ひずみ変形が生じる。鋼板の集合組織は、この変形に伴って板厚方向に変化し、鋼板の表裏でせん断変形の方向が逆であるため、集合組織も表裏で対称の方位が発達する。そのため、機械特性に及ぼす集合組織の影響を表裏で相殺し合う結果、板厚中心部の集合組織と機械特性とが良く対応する。
（板厚中心部における｛２１１｝＜０１１＞及び｛３３２｝＜１１３＞の極密度の合計：１２．０以下）
｛２１１｝＜０１１＞及び｛３３２｝＜１１３＞の発達により、鋼板の伸びフランジ性が著しく低下する。また、本発明者らは、｛２１１｝＜０１１＞及び｛３３２｝＜１１３＞の極密度の合計が高くなると、打抜き端面のはがれが発生しやすいことを知見した。その理由は定かではないが、これらの極密度が発達する場合には、金属組織が扁平であることが多く、介在物や金属組織の界面などから発生したき裂の伝播が助長されやすくなることが関係していると推測される。そのため、｛２１１｝＜０１１＞及び｛３３２｝＜１１３＞の極密度の合計を１２．０以下とする。｛２１１｝＜０１１＞及び｛３３２｝＜１１３＞の極密度の合計は、より好ましくは１０．０以下である。前記極密度の合計は、小さければ小さいほど好ましいが、集合組織を持たない場合はそれぞれの極密度が１．０であるため、２．０に近い値とすることがより好ましい。
極密度はＥＢＳＤ法による結晶方位情報により得ることができるが、Ｘ線ランダム強度比と同義である。
｛２１１｝＜０１１＞及び｛３３２｝＜１１３＞の発達により、鋼板の伸びフランジ性が著しく低下する。また、本発明者らは、｛２１１｝＜０１１＞及び｛３３２｝＜１１３＞の極密度の合計が高くなると、打抜き端面のはがれが発生しやすいことを知見した。その理由は定かではないが、これらの極密度が発達する場合には、金属組織が扁平であることが多く、介在物や金属組織の界面などから発生したき裂の伝播が助長されやすくなることが関係していると推測される。そのため、｛２１１｝＜０１１＞及び｛３３２｝＜１１３＞の極密度の合計を１２．０以下とする。｛２１１｝＜０１１＞及び｛３３２｝＜１１３＞の極密度の合計は、より好ましくは１０．０以下である。前記極密度の合計は、小さければ小さいほど好ましいが、集合組織を持たない場合はそれぞれの極密度が１．０であるため、２．０に近い値とすることがより好ましい。
極密度はＥＢＳＤ法による結晶方位情報により得ることができるが、Ｘ線ランダム強度比と同義である。
なお、｛ｈｋｌ｝は圧延面に平行な結晶面、＜ｕｖｗ＞は圧延方向に平行な結晶方向を表す。すなわち、｛ｈｋｌ｝＜ｕｖｗ＞とは板面法線方向に｛ｈｋｌ｝、圧延方向に＜ｕｖｗ＞が向いている結晶を示す。
また、本実施形態において、板厚中心部における各結晶方位の極密度は、走査電子顕微鏡とＥＢＳＤ解析装置とを組み合わせた装置及びＡＭＥＴＥＫ社製のＯＩＭ Ａｎａｌｙｓｉｓ（登録商標）を用いて、ＥＢＳＤ解析により、板厚中心部（板厚中心位置（鋼板の表面から板厚の１／２深さ位置）から、鋼板の表方向及び裏方向にそれぞれ板厚１／１０程度の範囲）において、ｆｃｃとｂｃｃとを区別して、１０００個以上のｂｃｃの結晶粒方位情報を測定し、級数展開法（ｈａｒｍｏｎｉｃ ｓｅｒｉｅｓ ｅｘｐａｎｓｉｏｎ）を用いたＯＤＦ解析により求める。
＜機械特性＞
（引張強度：７８０ＭＰａ以上）
本実施形態に係る鋼板は、金属組織および集合組織の制御により、高強度であり、且つ優れた低温靭性、伸びおよび伸びフランジ性を有する。しかし、鋼板の引張強度が小さいと、車体軽量化や剛性向上などの効果が小さい。そのため、本実施形態に係る鋼板の引張強度（ＴＳ）は７８０ＭＰａ以上とする。上限は特に規定しないが、強度が高くなるに伴いプレス成型が困難となるため、引張強度は１８００ＭＰａ以下、１５００ＭＰａ以下、１３００ＭＰａ以下としてもよい。
（引張強度：７８０ＭＰａ以上）
本実施形態に係る鋼板は、金属組織および集合組織の制御により、高強度であり、且つ優れた低温靭性、伸びおよび伸びフランジ性を有する。しかし、鋼板の引張強度が小さいと、車体軽量化や剛性向上などの効果が小さい。そのため、本実施形態に係る鋼板の引張強度（ＴＳ）は７８０ＭＰａ以上とする。上限は特に規定しないが、強度が高くなるに伴いプレス成型が困難となるため、引張強度は１８００ＭＰａ以下、１５００ＭＰａ以下、１３００ＭＰａ以下としてもよい。
鋼板の伸びは、ＪＩＳ Ｚ ２２４１：２０１１の５号試験片を用いて、ＪＩＳ Ｚ ２２４１：２０１１に規定された破断全伸び（Ｅｌ）により評価し、強度と伸びとのバランスの指標となるＴＳ×Ｅｌが１２０００ＭＰａ・％以上であることが好ましく、１３０００ＭＰａ・％以上であることがより好ましい。
鋼板の伸びフランジ性は、ＪＩＳ Ｚ ２２５６：２０１０に規定された穴広げ率（λ）により評価し、強度と伸びフランジ性とのバランスの指標となるＴＳ×λが５００００ＭＰａ・％以上であることが好ましく、５５０００ＭＰａ・％以上であることがより好ましい。
鋼板の低温靭性は、ＪＩＳ Ｚ ２２４２：２００５に規定のシャルピー衝撃試験における破面遷移温度（ｖＴｒｓ）が－４０℃以下であることが好ましい。
鋼板の伸びフランジ性は、ＪＩＳ Ｚ ２２５６：２０１０に規定された穴広げ率（λ）により評価し、強度と伸びフランジ性とのバランスの指標となるＴＳ×λが５００００ＭＰａ・％以上であることが好ましく、５５０００ＭＰａ・％以上であることがより好ましい。
鋼板の低温靭性は、ＪＩＳ Ｚ ２２４２：２００５に規定のシャルピー衝撃試験における破面遷移温度（ｖＴｒｓ）が－４０℃以下であることが好ましい。
＜製造方法＞
本実施形態に係る鋼板の製造条件の限定理由を説明する。
本発明者らは、本実施形態に係る鋼板が、以下のような熱間圧延及び冷却を含む製造方法によって得られることを確認している。
本実施形態に係る鋼板の製造条件の限定理由を説明する。
本発明者らは、本実施形態に係る鋼板が、以下のような熱間圧延及び冷却を含む製造方法によって得られることを確認している。
まず、上述した化学組成を有するスラブに複数の圧延スタンドを用いて多パス熱間圧延を施して熱延鋼板を製造する。熱間圧延に供するスラブは、連続鋳造や鋳造・分塊圧延により得たものでよいが、それらに熱間加工または冷間加工を加えたものであってもよい。多パス熱間圧延はレバースミルまたはタンデムミルを用いて行うことができるが、工業的生産性の観点からは、少なくとも最終の数段はタンデムミルを用いることが好ましい。
（熱間圧延における加熱温度：１２００～１３５０℃）
熱間圧延に供するスラブまたは鋼片の温度が１２００℃未満では、Ｔｉ炭化物の溶体化が不十分となり、鋼板の強度や加工性が低下し、さらにはがれが発生しやすくなる。熱間圧延に供するスラブまたは鋼片の温度は、好ましくは１２４０℃以上、より好ましくは１２６０℃以上である。一方、熱間圧延に供するスラブまたは鋼片の温度が１３５０℃超では、厚いスケールが生成して歩留まりの低下を引き起こしたり、スラブまたは鋼片を加熱炉で加熱する際に、加熱炉に著しい損傷を与えたりする場合がある。したがって、熱間圧延に供するスラブまたは鋼片の温度は１３５０℃以下とする。熱間圧延に供するスラブまたは鋼片の温度は、好ましくは１３００℃以下である。
なお、熱間圧延に供するスラブまたは鋼片の温度は、上記温度域にあればよく、１２００℃未満となった鋼塊または鋼片を加熱炉に装入して上記温度域まで加熱してから熱間圧延に供する場合のほか、連続鋳造により得られるスラブまたは分塊圧延により得られる鋼片を１２００℃以上の高温状態を保ったまま加熱処理を施すことなく熱間圧延に供してもよい。
熱間圧延に供するスラブまたは鋼片の温度が１２００℃未満では、Ｔｉ炭化物の溶体化が不十分となり、鋼板の強度や加工性が低下し、さらにはがれが発生しやすくなる。熱間圧延に供するスラブまたは鋼片の温度は、好ましくは１２４０℃以上、より好ましくは１２６０℃以上である。一方、熱間圧延に供するスラブまたは鋼片の温度が１３５０℃超では、厚いスケールが生成して歩留まりの低下を引き起こしたり、スラブまたは鋼片を加熱炉で加熱する際に、加熱炉に著しい損傷を与えたりする場合がある。したがって、熱間圧延に供するスラブまたは鋼片の温度は１３５０℃以下とする。熱間圧延に供するスラブまたは鋼片の温度は、好ましくは１３００℃以下である。
なお、熱間圧延に供するスラブまたは鋼片の温度は、上記温度域にあればよく、１２００℃未満となった鋼塊または鋼片を加熱炉に装入して上記温度域まで加熱してから熱間圧延に供する場合のほか、連続鋳造により得られるスラブまたは分塊圧延により得られる鋼片を１２００℃以上の高温状態を保ったまま加熱処理を施すことなく熱間圧延に供してもよい。
（ＦＴ＋５０℃超、ＦＴ＋１５０℃の温度域の合計圧下率：５０％以上）
本実施形態では、仕上げ温度を単位℃でＦＴとして、ＦＴ＋５０℃超、ＦＴ＋１５０℃の温度域の熱間圧延の合計圧下率を高めることによって、鋼板中の再結晶オーステナイト粒の微細化を図る。鋼板中の再結晶オーステナイト粒を微細化させるためには、ＦＴ＋５０℃超、ＦＴ＋１５０℃の温度域の合計圧下率は５０％以上とする。上記温度域における合計圧下率が５０％未満では、オーステナイトが十分に微細化しないため、変態後の金属組織が粗大になるとともに、続くＦＴ～ＦＴ＋５０℃の温度域の圧延時の圧延パス間での再結晶が遅延することにより、変態後の集合組織が発達してしまう。ＦＴ＋５０℃超、ＦＴ＋１５０℃の温度域での合計圧下率は高いほど好ましいが、工業的には９０％程度が限界であるため、９０％以下としてもよい。
本実施形態では、仕上げ温度を単位℃でＦＴとして、ＦＴ＋５０℃超、ＦＴ＋１５０℃の温度域の熱間圧延の合計圧下率を高めることによって、鋼板中の再結晶オーステナイト粒の微細化を図る。鋼板中の再結晶オーステナイト粒を微細化させるためには、ＦＴ＋５０℃超、ＦＴ＋１５０℃の温度域の合計圧下率は５０％以上とする。上記温度域における合計圧下率が５０％未満では、オーステナイトが十分に微細化しないため、変態後の金属組織が粗大になるとともに、続くＦＴ～ＦＴ＋５０℃の温度域の圧延時の圧延パス間での再結晶が遅延することにより、変態後の集合組織が発達してしまう。ＦＴ＋５０℃超、ＦＴ＋１５０℃の温度域での合計圧下率は高いほど好ましいが、工業的には９０％程度が限界であるため、９０％以下としてもよい。
（ＦＴ～ＦＴ＋５０℃の温度域の合計圧下率：４０～８０％）
（ＦＴ～ＦＴ＋５０℃間の圧延に要する時間：０．５～１０．０秒）
本実施形態では、ＦＴ～ＦＴ＋５０℃の温度域の合計圧下率及び圧延に要する時間を適正に制御することによって、後述する熱間圧延後の冷却条件と相俟って、加工性と靭性とに優れた鋼板を得ることができる。
ＦＴ～ＦＴ＋５０℃の温度域の合計圧下率が４０％未満では、変態後の組織が粗大になり、圧延パス間及び圧延仕上げ後の再結晶が遅延するとともに、鋼板内部の変形量が不均一となり、変態後に特定の方位が発達してしまうことで、鋼板の伸びフランジ性が低下する。したがって、ＦＴ～ＦＴ＋５０℃の温度域の合計圧下率は４０％以上とする。一方、上記温度域における合計圧下率が８０％を超えると、再結晶しても集合組織が著しく発達するため、鋼板の伸びフランジ性が低下する。したがって、ＦＴ～ＦＴ＋５０℃の温度域の合計圧下率は８０％以下とする。
（ＦＴ～ＦＴ＋５０℃間の圧延に要する時間：０．５～１０．０秒）
本実施形態では、ＦＴ～ＦＴ＋５０℃の温度域の合計圧下率及び圧延に要する時間を適正に制御することによって、後述する熱間圧延後の冷却条件と相俟って、加工性と靭性とに優れた鋼板を得ることができる。
ＦＴ～ＦＴ＋５０℃の温度域の合計圧下率が４０％未満では、変態後の組織が粗大になり、圧延パス間及び圧延仕上げ後の再結晶が遅延するとともに、鋼板内部の変形量が不均一となり、変態後に特定の方位が発達してしまうことで、鋼板の伸びフランジ性が低下する。したがって、ＦＴ～ＦＴ＋５０℃の温度域の合計圧下率は４０％以上とする。一方、上記温度域における合計圧下率が８０％を超えると、再結晶しても集合組織が著しく発達するため、鋼板の伸びフランジ性が低下する。したがって、ＦＴ～ＦＴ＋５０℃の温度域の合計圧下率は８０％以下とする。
本実施形態では、さらに、上記温度域の圧延に要する時間も適正に制御することが重要である。上記温度域の圧延に要する時間が短すぎる場合はパス間で再結晶が進まずに圧延ひずみが過度に蓄積してしまい、特定の方位が発達することによって所望の集合組織が得難くなる。そのため、上記温度域の圧延に要する時間は０．５秒以上とする。好ましくは１．０秒以上であり、より好ましくは２．０秒以上である。一方、上記温度域の圧延に要する時間が長すぎる場合は、圧延パス間で再結晶粒が粒成長してしまい、変態後の組織が粗大になる。そのため、上記温度域の圧延に要する時間は１０．０秒以下とする。好ましくは８．０秒以下、より好ましくは６．０秒以下であり、一層好ましくは５．０秒以下である。
ＦＴ＋５０℃超、ＦＴ＋１５０℃以下の温度域の圧延、ＦＴ～ＦＴ＋５０℃の温度域の圧延のいずれにおいても、加工と再結晶とを繰り返させることが重要であるため、それぞれの温度域において２パスないしは３パス以上の圧延を施す。鋼板の集合組織の発達抑制の観点から、ＦＴ＋５０℃超、ＦＴ＋１５０℃以下の温度域の１パス当たりの圧下率の最大は、好ましくは６０％以下、より好ましくは５５％以下である。ＦＴ～ＦＴ＋５０℃の温度域の１パス当たり圧下率の最大は、好ましくは５０％以下、より好ましくは４５％以下、より一層好ましくは４０％以下、最も好ましくは３５％以下である。
なお、合計圧下率とは、所定の温度域における最初のパス前の入口板厚を基準とした、この温度域での合計圧下量（この温度域の圧延における最初のパス前の入口板厚とこの温度域の圧延における最終パス後の出口板厚との差）の百分率である。
（ＦＴ～ＦＴ＋１００℃の温度域の平均冷却速度：６．０℃／秒以上）
熱間圧延中の鋼板温度は、圧延による加工発熱やロールとの接触による抜熱などで変化するが、本実施形態では、ＦＴ～ＦＴ＋１００℃の温度域の平均冷却速度を適正に制御することによって、耐はがれ性に優れる鋼板を得ることができる。鋼板が、仕上げ圧延の低温域に長時間滞在すると炭化物や窒化物が加工誘起析出して、強度が減少すると共に、固溶Ｃおよび固溶Ｂの粒界個数密度が減少してはがれの抑制が困難となる。そのため、ＦＴ～ＦＴ＋１００℃の温度域の平均冷却速度は６．０℃／秒以上とする。好ましくは９．０℃／秒以上、より好ましくは１２．０℃／秒以上、より一層好ましくは１５．０℃／秒以上である。上限は特に限定する必要はないが、急激な温度変化は、変形抵抗を著しく変動させることにより通板性が低下するため、５０℃／秒以下が好ましく、４０℃／秒以下がより好ましく、３０℃／秒以下が一層好ましく、２０℃／秒以下が更に好ましい。
熱間圧延中の鋼板温度は、圧延による加工発熱やロールとの接触による抜熱などで変化するが、本実施形態では、ＦＴ～ＦＴ＋１００℃の温度域の平均冷却速度を適正に制御することによって、耐はがれ性に優れる鋼板を得ることができる。鋼板が、仕上げ圧延の低温域に長時間滞在すると炭化物や窒化物が加工誘起析出して、強度が減少すると共に、固溶Ｃおよび固溶Ｂの粒界個数密度が減少してはがれの抑制が困難となる。そのため、ＦＴ～ＦＴ＋１００℃の温度域の平均冷却速度は６．０℃／秒以上とする。好ましくは９．０℃／秒以上、より好ましくは１２．０℃／秒以上、より一層好ましくは１５．０℃／秒以上である。上限は特に限定する必要はないが、急激な温度変化は、変形抵抗を著しく変動させることにより通板性が低下するため、５０℃／秒以下が好ましく、４０℃／秒以下がより好ましく、３０℃／秒以下が一層好ましく、２０℃／秒以下が更に好ましい。
なお、上記温度域における平均冷却速度は、圧延速度および圧下率のコントロールによる加工発熱、並びに、鋼板とロールとの接触抜熱の制御を行うことで制御する。さらに、必要に応じて、水冷や誘導加熱などを行うことで制御する。また、上記温度域における平均冷却速度は、鋼板の表面温度を放射温度計などで測定するか、測定が困難な場合はシミュレーションにより求める。
（仕上げ温度ＦＴ：下記式（１）により求められるＡｒ３以上、かつ下記式（２）により求められるＴＲ以上、かつ１１００℃以下）
Ａｒ３（℃）＝９０１－３２５×［Ｃ］＋３３×［Ｓｉ］－９２×［Ｍｎ］＋２８７×［Ｐ］＋４０×［ｓｏｌ．Ａｌ］ （１）
ＴＲ（℃）＝８００＋７００×［Ｔｉ］＋１０００×［Ｎｂ］ （２）
但し、上記式（１）及び（２）中の［元素記号］は、各元素の質量％での含有量を示し、含有しない場合は０を代入する。
本実施形態では、仕上げ圧延中のオーステナイト相の加工と再結晶とを繰り返すことにより、金属組織を微細化すると共に集合組織の発達の抑制を図る。そのため、仕上げ温度ＦＴは、上記式（１）により求められるＡｒ３以上、かつ上記式（２）により求められるＴＲ以上とする。ここで、仕上げ温度ＦＴとは、最終圧延直後の鋼板の表面温度を指す。
Ａｒ３（℃）＝９０１－３２５×［Ｃ］＋３３×［Ｓｉ］－９２×［Ｍｎ］＋２８７×［Ｐ］＋４０×［ｓｏｌ．Ａｌ］ （１）
ＴＲ（℃）＝８００＋７００×［Ｔｉ］＋１０００×［Ｎｂ］ （２）
但し、上記式（１）及び（２）中の［元素記号］は、各元素の質量％での含有量を示し、含有しない場合は０を代入する。
本実施形態では、仕上げ圧延中のオーステナイト相の加工と再結晶とを繰り返すことにより、金属組織を微細化すると共に集合組織の発達の抑制を図る。そのため、仕上げ温度ＦＴは、上記式（１）により求められるＡｒ３以上、かつ上記式（２）により求められるＴＲ以上とする。ここで、仕上げ温度ＦＴとは、最終圧延直後の鋼板の表面温度を指す。
ＦＴがＡｒ３未満では、仕上げ圧延中におけるフェライト変態が進行し、加工フェライトが生成することで、鋼板の伸びや伸びフランジ性が低下する。また、ＦＴがＴＲ未満では、熱間圧延後冷却前におけるオーステナイトが著しく扁平となり、最終製品の鋼板において、圧延方向に伸長した組織となって、塑性異方性が大きくなることで、鋼板の伸び及び伸びフランジ性が低下する。ＦＴをＴＲ以上とすることにより、圧延パス間における加工オーステナイトの再結晶を適度に促して、再結晶オーステナイト粒の微細化が図ることができ、熱間圧延後においては、後述する熱間圧延後の冷却条件と相俟って、低温靭性および伸びフランジ性に好適な鋼組織および集合組織を有する鋼板が得ることができる。ＦＴは、好ましくはＴＲ＋２０℃以上、より好ましくはＴＲ＋４０℃以上である。さらに、仕上げ温度ＦＴは９００℃超であることが好ましい。
一方、ＦＴが１１００℃を超えると、組織が粗大化してしまい、鋼板の低温靭性が低下する。したがって、ＦＴは１１００℃以下とする。好ましくは１０８０℃以下、より好ましくは１０６０℃以下である。
なお、仕上げ圧延中の温度は、鋼材の表面温度を指し、放射温度計等により測定することができる。
なお、仕上げ圧延中の温度は、鋼材の表面温度を指し、放射温度計等により測定することができる。
（仕上げ圧延を完了した後、水冷を開始するまでの時間：３．０秒以内）
仕上げ圧延完了後は、圧延によって蓄積したひずみを活用して金属組織の微細化を図るため、３．０秒以内に水冷を開始する。この水冷は、複数の段階に分けて行われてもよい。仕上げ圧延完了後、水冷開始までの時間が３．０秒超ではオーステナイト中のひずみが回復してしまい、所望の組織を得難くなる。仕上げ圧延完了後、水冷を開始するまでの時間は、好ましくは２．０秒以内、より好ましくは１．０秒以内、さらに好ましくは０．５秒以内である。仕上げ圧延完了後、水冷を開始するまでの時間は、仕上げ圧延完了後のオーステナイトを再結晶させるために０．０５秒以上が好ましい。
仕上げ圧延完了後は、圧延によって蓄積したひずみを活用して金属組織の微細化を図るため、３．０秒以内に水冷を開始する。この水冷は、複数の段階に分けて行われてもよい。仕上げ圧延完了後、水冷開始までの時間が３．０秒超ではオーステナイト中のひずみが回復してしまい、所望の組織を得難くなる。仕上げ圧延完了後、水冷を開始するまでの時間は、好ましくは２．０秒以内、より好ましくは１．０秒以内、さらに好ましくは０．５秒以内である。仕上げ圧延完了後、水冷を開始するまでの時間は、仕上げ圧延完了後のオーステナイトを再結晶させるために０．０５秒以上が好ましい。
（ＦＴ～７５０℃の温度域の平均冷却速度：３０℃／秒以上）
仕上げ圧延を完了した温度（仕上げ温度：ＦＴ（℃））から７５０℃まで冷却する際の平均冷却速度の制御は、所望の金属組織を得るために重要である。なお、前記平均冷却速度の算定に当たっては、時間としては仕上げ圧延完了後、水冷開始までの時間が含まれる。上記温度域における平均冷却速度が３０℃／秒未満であると、微細組織の形成が難しくなり、冷却の過程でフェライトやパーライトが析出して、鋼板の伸びフランジ性や低温靭性が低下する。また、固溶Ｃおよび固溶Ｂの粒界個数密度が減少してはがれの抑制が困難となる。そのため、上記温度域における平均冷却速度は３０℃／秒以上とする。好ましくは４０℃／秒以上、より好ましくは５０℃／秒以上である。上限は特に限定する必要はないが、熱ひずみによる板反り抑制の観点からは３００℃／秒以下であることが好ましく、２００℃／秒以下であることがより好ましく、１５０℃／秒以下であることが一層好ましく、１１０℃／秒以下であることが更に好ましい。
仕上げ圧延を完了した温度（仕上げ温度：ＦＴ（℃））から７５０℃まで冷却する際の平均冷却速度の制御は、所望の金属組織を得るために重要である。なお、前記平均冷却速度の算定に当たっては、時間としては仕上げ圧延完了後、水冷開始までの時間が含まれる。上記温度域における平均冷却速度が３０℃／秒未満であると、微細組織の形成が難しくなり、冷却の過程でフェライトやパーライトが析出して、鋼板の伸びフランジ性や低温靭性が低下する。また、固溶Ｃおよび固溶Ｂの粒界個数密度が減少してはがれの抑制が困難となる。そのため、上記温度域における平均冷却速度は３０℃／秒以上とする。好ましくは４０℃／秒以上、より好ましくは５０℃／秒以上である。上限は特に限定する必要はないが、熱ひずみによる板反り抑制の観点からは３００℃／秒以下であることが好ましく、２００℃／秒以下であることがより好ましく、１５０℃／秒以下であることが一層好ましく、１１０℃／秒以下であることが更に好ましい。
ＦＴ～７５０℃の温度域において、仕上げ圧延終了後の高温域を急速冷却することにより、金属組織をより微細化することができ、鋼板の低温靭性がより向上する。そのためには、仕上げ圧延を完了した後、水冷を０．３秒以内に開始し、ＦＴ～７５０℃の平均冷却速度を３０℃／秒以上とすることに加え、ＦＴ～ＦＴ－４０℃までの平均冷却速度を１００℃／秒以上とすることが好ましい。この場合、前記水冷が、ＦＴ～ＦＴ－４０℃の温度範囲の急冷を目的としたステップとその後の冷却を行う複数の冷却ステップで行われることを妨げない。ＦＴ～ＦＴ－４０℃の平均冷却速度が１００℃／秒未満では上記効果が得難くなる。ＦＴ～ＦＴ－４０℃の平均冷却速度は、好ましくは１２０℃／秒以上、より好ましくは１５０℃／秒以上である。上限は特に限定する必要はないが、鋼板内の温度ばらつき抑制の観点からは１０００℃／秒以下であることが好ましい。
上述の仕上げ圧延終了後の高温域の急冷（ＦＴ～ＦＴ－４０℃の冷却）は、仕上げ圧延の最終スタンドの後に限らず、圧延スタンドの間で行ってもよい。すなわち、急速冷却を行った後のスタンドでは圧延しないか、もしくは、形状矯正や冷却制御などを目的として、圧下率が８％以下の圧延を加えてもよい。この場合、急冷後の圧延は仕上げ圧延工程には含まれない。
（７５０～６００℃の滞在時間：２０秒以下）
仕上げ圧延後の熱延鋼板が、７５０～６００℃の温度域に達すると、オーステナイトからフェライトへの変態が活発となる。そのため、上記温度域での滞在時間を調整することにより所望のフェライト面積分率を得ることが出来る。延性の向上を目的として、より多くのフェライトを析出させるためには、上記温度域で５秒間以上滞在させることが好ましい。上記温度域における滞在時間が２０秒を超えると、フェライトが過剰に析出したり、パーライトやセメンタイトが析出したり、固溶Ｃおよび固溶Ｂの粒界個数密度が減少したりすることで、はがれが発生する恐れがある。そのため、上記温度域における滞在時間は２０秒以下とする。好ましくは１７秒以下、より好ましくは１４秒以下である。
仕上げ圧延後の熱延鋼板が、７５０～６００℃の温度域に達すると、オーステナイトからフェライトへの変態が活発となる。そのため、上記温度域での滞在時間を調整することにより所望のフェライト面積分率を得ることが出来る。延性の向上を目的として、より多くのフェライトを析出させるためには、上記温度域で５秒間以上滞在させることが好ましい。上記温度域における滞在時間が２０秒を超えると、フェライトが過剰に析出したり、パーライトやセメンタイトが析出したり、固溶Ｃおよび固溶Ｂの粒界個数密度が減少したりすることで、はがれが発生する恐れがある。そのため、上記温度域における滞在時間は２０秒以下とする。好ましくは１７秒以下、より好ましくは１４秒以下である。
なお、本実施形態において、７５０～６００℃の滞在時間とは、仕上げ圧延後の鋼板の温度が７５０℃に達してから、温度が低下して６００℃に達するまでの時間を示し、この時間範囲において鋼板が必ずしも常に冷却される必要はない。
（６００℃～「Ｍｓ－２００℃未満の冷却停止温度」の温度域の平均冷却速度：３０℃／秒以上）
未変態オーステナイトをフレッシュマルテンサイトやベイナイトに変態させると共に、セメンタイトの析出を抑制するため、６００℃～冷却停止温度の温度域の平均冷却速度を３０℃／秒以上、且つ冷却停止温度をＭｓ－２００℃未満とする。すなわち、６００℃から、Ｍｓ－２００℃未満の冷却停止温度までの温度域の平均冷却速度を３０℃／秒以上とする。上記温度域における平均冷却速度が３０℃／秒未満では、冷却中にセメンタイトやパーライトが形成する等により所望の金属組織が得難くなる。上記温度域における平均冷却速度は、好ましくは４０℃／秒以上、より好ましくは５０℃／秒以上である。上記温度域における平均冷却速度の上限は特に限定しないが、熱ひずみによる板反り抑制の観点から、３００℃／秒以下が好ましく、２００℃／秒以下がより好ましく、１５０℃／秒以下が一層好ましく、１１０℃／秒以下が更に好ましい。
また、未変態オーステナイトをフレッシュマルテンサイトやベイナイトに一層変態させると共に、セメンタイトの析出を一層抑制するために、冷却停止温度は好ましくはＭｓ－２５０℃であり、より好ましくはＭｓ－３００℃である。さらに、冷却停止温度は１００℃未満であることが好ましい。
未変態オーステナイトをフレッシュマルテンサイトやベイナイトに変態させると共に、セメンタイトの析出を抑制するため、６００℃～冷却停止温度の温度域の平均冷却速度を３０℃／秒以上、且つ冷却停止温度をＭｓ－２００℃未満とする。すなわち、６００℃から、Ｍｓ－２００℃未満の冷却停止温度までの温度域の平均冷却速度を３０℃／秒以上とする。上記温度域における平均冷却速度が３０℃／秒未満では、冷却中にセメンタイトやパーライトが形成する等により所望の金属組織が得難くなる。上記温度域における平均冷却速度は、好ましくは４０℃／秒以上、より好ましくは５０℃／秒以上である。上記温度域における平均冷却速度の上限は特に限定しないが、熱ひずみによる板反り抑制の観点から、３００℃／秒以下が好ましく、２００℃／秒以下がより好ましく、１５０℃／秒以下が一層好ましく、１１０℃／秒以下が更に好ましい。
また、未変態オーステナイトをフレッシュマルテンサイトやベイナイトに一層変態させると共に、セメンタイトの析出を一層抑制するために、冷却停止温度は好ましくはＭｓ－２５０℃であり、より好ましくはＭｓ－３００℃である。さらに、冷却停止温度は１００℃未満であることが好ましい。
（Ｍｓ～「Ｍｓ－２００℃未満の冷却停止温度」の温度域の平均冷却速度：８０℃／秒以上）
鋼板の引張強度をより高めるとともに、セメンタイトの析出を抑制し、かつ、固溶Ｃおよび固溶Ｂの粒界個数密度の減少を抑制するためには、Ｍｓ～Ｍｓ－２００℃未満の冷却停止温度の温度域の平均冷却速度を８０℃／秒以上とすることが好ましい。より好ましくは１００℃／秒以上、より一層好ましくは１２０℃／秒以上である。上限は特に限定する必要はないが、板厚方向の組織の均一性の観点からは５００℃／秒以下であることが好ましく、より好ましくは４００℃／秒以下であり、より好ましくは３００℃／秒以上であり、より一層好ましくは２００℃／秒以下である。
鋼板の引張強度をより高めるとともに、セメンタイトの析出を抑制し、かつ、固溶Ｃおよび固溶Ｂの粒界個数密度の減少を抑制するためには、Ｍｓ～Ｍｓ－２００℃未満の冷却停止温度の温度域の平均冷却速度を８０℃／秒以上とすることが好ましい。より好ましくは１００℃／秒以上、より一層好ましくは１２０℃／秒以上である。上限は特に限定する必要はないが、板厚方向の組織の均一性の観点からは５００℃／秒以下であることが好ましく、より好ましくは４００℃／秒以下であり、より好ましくは３００℃／秒以上であり、より一層好ましくは２００℃／秒以下である。
（熱処理工程）
（最高到達温度Ｔｍａｘ：３００～７２０℃）
熱延工程で生成したフレッシュマルテンサイト及びベイナイトを熱処理により焼き戻すことで、またＴｉやＮｂの炭化物を析出させることで、強度、延性及び靱性のバランスに優れる鋼板が得られる。最高到達温度Ｔｍａｘが３００℃未満ではＣなどの原子量が小さく、拡散し易い元素のみが拡散して、ＭＡや粗大なセメンタイトが生成することにより、鋼板の靱性や穴広げ性が劣化する。そのため、最高到達温度Ｔｍａｘは３００℃以上とする。一方、過剰に熱処理が施された場合、所望の強度が得難くなり、パーライトや粗大なセメンタイトの生成や過剰なＴｉ炭化物の析出により、鋼板の伸びフランジ性や靱性が劣化する。また、固溶Ｃおよび固溶Ｂの粒界個数密度が減少することにより、はがれの抑制が困難となる。そのため、最高到達温度Ｔｍａｘは７２０℃以下とする。
（最高到達温度Ｔｍａｘ：３００～７２０℃）
熱延工程で生成したフレッシュマルテンサイト及びベイナイトを熱処理により焼き戻すことで、またＴｉやＮｂの炭化物を析出させることで、強度、延性及び靱性のバランスに優れる鋼板が得られる。最高到達温度Ｔｍａｘが３００℃未満ではＣなどの原子量が小さく、拡散し易い元素のみが拡散して、ＭＡや粗大なセメンタイトが生成することにより、鋼板の靱性や穴広げ性が劣化する。そのため、最高到達温度Ｔｍａｘは３００℃以上とする。一方、過剰に熱処理が施された場合、所望の強度が得難くなり、パーライトや粗大なセメンタイトの生成や過剰なＴｉ炭化物の析出により、鋼板の伸びフランジ性や靱性が劣化する。また、固溶Ｃおよび固溶Ｂの粒界個数密度が減少することにより、はがれの抑制が困難となる。そのため、最高到達温度Ｔｍａｘは７２０℃以下とする。
（焼き戻しパラメーターＰｓ：１４．６×Ｔｍａｘ＋５８９１≦Ｐｓ≦１７．１×Ｔｍａｘ＋６２２３）
熱処理工程において、フレッシュマルテンサイトおよびベイナイトの焼き戻し、並びに、ＴｉＣなどの炭化物の析出が競合して生じることにより、強度、加工性、靱性および耐はがれ性に優れる鋼板が得られる。具体的には、フレッシュマルテンサイトおよびベイナイトが焼き戻されることにより、軟質化して、伸び及び靱性が向上し、フェライトとの硬度差が減少して、伸びフランジ性が向上する。さらに、熱処理温度の高温化に伴って、フレッシュマルテンサイトおよびベイナイトはさらに強度が減少するが、同時にＴｉＣなどの炭化物の析出が促進されるため、フレッシュマルテンサイトおよびベイナイトの焼き戻しによる強度の減少を析出強化により補うことで、強度、加工性、靱性及び耐はがれ性に優れる鋼板が得られる。熱処理が不十分な場合、延性、伸びフランジ性、靱性および耐はがれ性の向上効果が得られない。そのため、Ｐｓは１４．６×Ｔｍａｘ＋５８９１以上とする。過剰に熱処理を施した場合、強度が低下したり、粗大なセメンタイトが析出したり、過剰にＴｉＣが析出したりして、鋼板の伸びフランジ性、靱性及び耐はがれ性が劣化する。そのため、Ｐｓは１７．１×Ｔｍａｘ＋６２２３以下とする。
熱処理工程において、フレッシュマルテンサイトおよびベイナイトの焼き戻し、並びに、ＴｉＣなどの炭化物の析出が競合して生じることにより、強度、加工性、靱性および耐はがれ性に優れる鋼板が得られる。具体的には、フレッシュマルテンサイトおよびベイナイトが焼き戻されることにより、軟質化して、伸び及び靱性が向上し、フェライトとの硬度差が減少して、伸びフランジ性が向上する。さらに、熱処理温度の高温化に伴って、フレッシュマルテンサイトおよびベイナイトはさらに強度が減少するが、同時にＴｉＣなどの炭化物の析出が促進されるため、フレッシュマルテンサイトおよびベイナイトの焼き戻しによる強度の減少を析出強化により補うことで、強度、加工性、靱性及び耐はがれ性に優れる鋼板が得られる。熱処理が不十分な場合、延性、伸びフランジ性、靱性および耐はがれ性の向上効果が得られない。そのため、Ｐｓは１４．６×Ｔｍａｘ＋５８９１以上とする。過剰に熱処理を施した場合、強度が低下したり、粗大なセメンタイトが析出したり、過剰にＴｉＣが析出したりして、鋼板の伸びフランジ性、靱性及び耐はがれ性が劣化する。そのため、Ｐｓは１７．１×Ｔｍａｘ＋６２２３以下とする。
焼き戻しパラメーターＰｓは、熱処理温度が一定の場合はＰｓ＝（Ｔ＋２７３）×（２０＋ｌｏｇ（ｔ））により求めることができる。式中のＴは熱処理温度（℃）であり、ｔは熱処理時間（ｈ）である。しかし、熱処理温度が一定でない場合、すなわち、連続焼鈍のように連続的に温度が変化する場合、非特許文献１に記載されているように熱処理工程を考慮した方法により、積算焼き戻しパラメーターとして計算することが出来る。本実施形態では、非特許文献１に記載された方法に基づいて算出した積算焼き戻しパラメーターを、焼き戻しパラメーターＰｓとする。
焼き戻しパラメーターＰｓは、具体的には以下の方法で求められる。
加熱開始から加熱終了までの時間を総数Ｎの微小時間Δｔで分割する。ここで、（ｎ－１）番目の区間の平均温度をＴｎ－１（℃）、ｎ番目の区間の平均温度をＴｎ（℃）とする。最初の微小時間（ｎ＝１の場合の区間）に対応する焼き戻しパラメーターＰ（１）は、以下の式により求めることができる。なお、ｌｏｇは底が１０の常用対数を示す。
Ｐ（１）＝（Ｔ１＋２７３）×（２０＋ｌｏｇ（Δｔ））
加熱開始から加熱終了までの時間を総数Ｎの微小時間Δｔで分割する。ここで、（ｎ－１）番目の区間の平均温度をＴｎ－１（℃）、ｎ番目の区間の平均温度をＴｎ（℃）とする。最初の微小時間（ｎ＝１の場合の区間）に対応する焼き戻しパラメーターＰ（１）は、以下の式により求めることができる。なお、ｌｏｇは底が１０の常用対数を示す。
Ｐ（１）＝（Ｔ１＋２７３）×（２０＋ｌｏｇ（Δｔ））
Ｐ（１）は、以下の式により、温度Ｔ２及び加熱時間ｔ２に基づき算出されるＰと等価な値として表すことができる。
（Ｔ１＋２７３）×（２０＋ｌｏｇ（Δｔ））＝（Ｔ２＋２７３）×（２０＋ｌｏｇ（ｔ２））
（Ｔ１＋２７３）×（２０＋ｌｏｇ（Δｔ））＝（Ｔ２＋２７３）×（２０＋ｌｏｇ（ｔ２））
時間ｔ２は、２番目の区間より前の区間（つまり、１番目の区間）での加熱に基づき算出されるＰの積算値と等価なＰを、温度Ｔ２で得るための所要時間（等価時間）である。２番目の区間（温度Ｔ２）における加熱時間は、時間ｔ２に実際の加熱時間Δｔを加えた時間である。したがって、２番目の区間の加熱が完了した時点でのＰの積算値Ｐ（２）は以下の式により求めることができる。
Ｐ（２）＝（Ｔ２＋２７３）×（２０＋ｌｏｇ（ｔ２＋Δｔ））
Ｐ（２）＝（Ｔ２＋２７３）×（２０＋ｌｏｇ（ｔ２＋Δｔ））
この式を一般化すると、以下の式（４）となる。
Ｐ（ｎ）＝（Ｔｎ＋２７３）×（２０＋ｌｏｇ（ｔｎ＋Δｔ）） （４）
Ｐ（ｎ）＝（Ｔｎ＋２７３）×（２０＋ｌｏｇ（ｔｎ＋Δｔ）） （４）
時間ｔｎは（ｎ－１）番目の区間の加熱が完了した時点でのＰの積算値と等価なＰを、温度Ｔｎで得るための等価時間である。時間ｔｎは式（５）により求めることができる。
ｌｏｇ（ｔｎ）＝（（Ｔｎ－１＋２７３）／（Ｔｎ＋２７３））×（２０＋ｌｏｇ（ｔｎ－１））－２０ （５）
ｌｏｇ（ｔｎ）＝（（Ｔｎ－１＋２７３）／（Ｔｎ＋２７３））×（２０＋ｌｏｇ（ｔｎ－１））－２０ （５）
以上の方法で得られる、Ｎ番目の焼き戻しパラメーターＰ（ｎ）が、Ｎ番目の区間の加熱が完了した時点でのＰの積算値であり、これがＰｓである。
本実施形態では、上記の熱処理工程において、めっきを施すことで、めっき鋼板としてもよい。熱処理後にめっきを施す場合においても、熱処理工程とめっき工程とを連続した工程とみなし、上記した熱処理条件の範囲内でめっきを施せば問題ない。めっきは電気めっきおよび溶融めっきのいずれでもよい。めっき種も特に制限はないが、一般的には亜鉛めっきと亜鉛合金めっきとを含む亜鉛系めっきである。めっき鋼板の例としては、電気亜鉛めっき鋼板、電気亜鉛－ニッケル合金めっき鋼板、溶融亜鉛めっき鋼板、合金化溶融亜鉛めっき鋼板、溶融亜鉛－アルミニウム合金めっき鋼板などが例示される。めっき付着量は一般的な量でよい。めっきを施す前に、プレめっきとしてＮｉ等を表面につけても良い。
本実施形態に係る鋼板を製造する際には、形状矯正を目的として公知の調質圧延を適宜施してもよい。
本実施形態に係る鋼板を製造する際には、形状矯正を目的として公知の調質圧延を適宜施してもよい。
本実施形態に係る鋼板の板厚は特に限定するものではないが、板厚が厚すぎる場合は、鋼板表層と内部とで生成される組織が著しく異なるため、６．０ｍｍ以下が好ましい。一方、板厚が薄すぎると熱延時の通板が困難となるため、一般的には１．０ｍｍ以上が好ましい。より好ましくは、１．２ｍｍ以上である。
次に、実施例により本発明の一態様の効果を更に具体的に説明するが、実施例での条件は、本発明の実施可能性および効果を確認するために採用した一条件例であり、本発明はこの一条件例に限定されるものではない。本発明は、本発明の要旨を逸脱せず、本発明の目的を達成する限りにおいて、種々の条件を採用し得るものである。
表１に示す化学組成を有する鋼を溶製して鋳造した後、熱間鍛造によって３０～４０ｍｍ厚さの鋼片とした。得られた鋼片を加熱し、試験用小型タンデムミルにて、ＦＴ＋５０℃超、ＦＴ＋１５０℃以下の温度域及びＦＴ～ＦＴ＋５０℃の温度域のいずれにおいても２～４パスの複数回の圧延を行い、熱間圧延を施して、板厚を２．５～３．５ｍｍとし、熱処理を施すことで鋼板を得た。表２Ａおよび表２Ｂに製造条件を示す。なお、焼き戻しパラメーターＰｓを算定する際の時間間隔は１秒とした。また、一部の鋼板についてはめっきを施した。
得られた鋼板について、上述の方法により、鋼板表面から板厚の１／４深さ位置における金属組織の面積分率、平均結晶粒径および固溶Ｃおよび固溶Ｂの合計の粒界個数密度、並びに、板厚中心部の各結晶方位の極密度を求めた。なお、板厚中心部の結晶方位の極密度の測定においては、およそ３０００～８０００個のｂｃｃの結晶粒方位情報を測定した。
得られた鋼板の機械特性を評価するため、引張強度ＴＳ（ＭＰａ）、破断全伸びＥｌ（％）は、ＪＩＳ Ｚ ２２４１：２０１１に準拠し、５号試験片で評価した。伸びフランジ性は、ＪＩＳ Ｚ ２２５６：２０１０に準拠して測定される穴広げ率λ（％）により評価した。低温靭性は、破面遷移温度ｖＴｒｓ（℃）で評価し、ＪＩＳ Ｚ ２２４２：２００５に準拠して、鋼板を２．５ｍｍサブサイズ試験片に加工したＶノッチ試験片を用いてシャルピー衝撃試験を行って評価した。耐はがれ性の評価は、ＪＩＳ Ｚ ２２５６：２０１０に記載の方法で鋼板に３個の穴を打抜いて、はがれの発生の有無を目視により確認した。
表３Ａおよび表３Ｂに金属組織、集合組織および機械特性の試験結果を示す。なお、表３および表３Ｂ中のめっきの欄のＧＩは溶融亜鉛めっき層を示し、ＧＡは合金化溶融亜鉛めっき層を示す。
引張強度は、７８０ＭＰａ以上の場合を高強度であるとして合格とし、ｖＴｒｓ（℃）は、－４０℃以下を低温靭性に優れるとして合格とした。加工性は、強度－破断全伸びバランス（ＴＳ×Ｅｌ）及び強度－伸びフランジ性バランス（ＴＳ×λ）によって評価した。ＴＳ×Ｅｌ（ＭＰａ・％）は、１２０００ＭＰａ・％以上の場合を高強度であり伸びに優れるとして合格とし、ＴＳ×λ（ＭＰａ・％）は、５００００ＭＰａ・％以上である場合を高強度であり伸びフランジ性に優れるとして合格とした。はがれが発生した場合は表中にＢａｄと示し、はがれが無い場合を合格と判定し、表中にＧｏｏｄと示した。
表３Ａおよび表３Ｂによれば、本実施形態に係る鋼板（発明例）は、高強度であり、低温靭性、伸び、伸びフランジ性に優れ、且つはがれの発生が無いことが分かる。一方、比較例は、何れか１つ以上の特性が劣ることが分かる。
本発明に係る上記一態様によれば、高強度であり、且つ伸び、伸びフランジ性、低温靭性および耐はがれ性に優れた鋼板及びその製造方法並びに上記諸特性を有するめっき鋼板を提供することができる。本発明に係る鋼板またはめっき鋼板を自動車の内板部材、構造部材、足廻り部材等の部品の素材として使用すれば、部品形状に加工することが容易であり、極寒冷地での使用にも耐えることができるため、産業上の貢献が極めて顕著である。
Claims (9)
- 質量％で、
Ｃ：０．０２～０．１５％、
Ｓｉ：０．００５～２．０００％、
Ｍｎ：１．００～３．００％、
Ｔｉ：０．０１０～０．２００％、
ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１～１．０００％、
Ｎ：０．００１０～０．０１００％、
Ｐ：０．１００％以下、
Ｓ：０．０１００％以下、
Ｎｂ：０～０．１００％、
Ｖ：０～０．５００％、
Ｍｏ：０～０．５００％、
Ｃｕ：０～１．００％、
Ｎｉ：０～１．００％、
Ｃｒ：０～２．００％、
Ｂ：０～０．００２０％、
Ｃａ：０～０．０１００％、
Ｍｇ：０～０．０１００％、
ＲＥＭ：０～０．０１００％、および
Ｂｉ：０～０．０２００％
を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなる化学組成を有し、
表面から板厚の１／４深さ位置で、
焼き戻しマルテンサイトおよび焼き戻しベイナイトの合計面積分率が１０％以上１００％以下であり、フェライトの面積分率が０％以上９０％以下であり、残留オーステナイトの面積分率が０％以上３％以下であり、前記残留オーステナイト、フレッシュマルテンサイト、セメンタイトおよびパーライトの合計面積分率が０％以上１０％以下であり、
平均結晶粒径が１５．０μｍ以下であり、
固溶Ｃおよび固溶Ｂの合計の粒界個数密度が１．０個／ｎｍ２以上１２．０個／ｎｍ２以下であり、
板厚中心部の｛２１１｝＜０１１＞および｛３３２｝＜１１３＞の極密度の合計が１２．０以下であり、
引張強度が７８０ＭＰａ以上である
ことを特徴とする鋼板。 - 前記化学組成が、質量％で、
Ｎｂ：０．００１～０．１００％、
Ｖ：０．００５～０．５００％、
Ｍｏ：０．００１～０．５００％、
Ｃｕ：０．０２～１．００％、
Ｎｉ：０．０２～１．００％、
Ｃｒ：０．０２～２．００％、
Ｂ：０．０００１～０．００２０％、
Ｃａ：０．０００２～０．０１００％、
Ｍｇ：０．０００２～０．０１００％、
ＲＥＭ：０．０００２～０．０１００％、および
Ｂｉ：０．０００１～０．０２００％
からなる群から選択される１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１に記載の鋼板。 - 請求項１または２に記載の鋼板の製造方法であって、
請求項１または２に記載の化学組成を有するスラブまたは鋼片に複数の圧延スタンドを用いて多パス熱間圧延を施す工程と、熱処理を施す工程とを有し、
前記多パス熱間圧延を施す工程では、
加熱温度を１２００～１３５０℃とし、
仕上げ温度を単位℃でＦＴと表したとき、前記ＦＴ＋５０℃超、前記ＦＴ＋１５０℃以下の温度域の合計圧下率を５０％以上とし、
前記ＦＴ～前記ＦＴ＋５０℃の温度域の合計圧下率を４０～８０％、前記ＦＴ～前記ＦＴ＋５０℃の温度域の圧延に要する時間を０．５～１０．０秒とし、
前記ＦＴ＋５０℃超、前記ＦＴ＋１５０℃以下の前記温度域および前記ＦＴ～前記ＦＴ＋５０℃の前記温度域においてそれぞれ２パス以上の圧延を行い、
前記ＦＴ～前記ＦＴ＋１００℃の温度域の平均冷却速度を６．０℃／秒以上とし、
前記ＦＴを、下記式（１）により求められるＡｒ３以上、かつ下記式（２）により求められるＴＲ以上、かつ１１００℃以下として仕上げ圧延を完了した後、３．０秒以内に水冷を開始し、
前記ＦＴ～７５０℃の温度域の平均冷却速度を３０℃／秒以上とし、７５０～６００℃の温度域で２０秒間以下滞在させてから、６００℃～Ｍｓ－２００℃未満の冷却停止温度の温度域の平均冷却速度を３０℃／秒以上として冷却し、
前記熱処理を施す工程では、
前記熱処理時の最高到達温度Ｔｍａｘを３００～７２０℃とし、焼き戻しパラメーターＰｓを１４．６×Ｔｍａｘ＋５８９１以上、１７．１×Ｔｍａｘ＋６２２３以下とすることを特徴とする鋼板の製造方法。
Ａｒ３（℃）＝９０１－３２５×［Ｃ］＋３３×［Ｓｉ］－９２×［Ｍｎ］＋２８７×［Ｐ］＋４０×［ｓｏｌ．Ａｌ］ （１）
ＴＲ（℃）＝８００＋７００×［Ｔｉ］＋１０００×［Ｎｂ］ （２）
但し、上記式（１）および（２）中の各元素記号は、各元素の質量％での含有量を示し、含有しない場合は０を代入する。 - 前記多パス熱間圧延を施す工程で、下記式（３）により求められるＭｓ～Ｍｓ－２００℃未満の冷却停止温度の温度域の平均冷却速度を８０℃／秒以上とすることを特徴とする請求項３に記載の鋼板の製造方法。
Ｍｓ（℃）＝５６１－４７４×［Ｃ］－３３×［Ｍｎ］－１７×［Ｎｉ］－２１×［Ｍｏ］ （３）
但し、上記式（３）中の各元素記号は、各元素の質量％での含有量を示し、含有しない場合は０を代入する。 - 前記多パス熱間圧延を施す工程で、前記仕上げ圧延の完了後、０．３秒以内に前記水冷を開始し、かつ前記ＦＴ～前記ＦＴ－４０℃の温度域の平均冷却速度が１００℃／秒以上である冷却を行うことを特徴とする請求項３または４に記載の鋼板の製造方法。
- 前記多パス熱間圧延を施す工程で、前記ＦＴ～前記ＦＴ－４０℃の温度域の平均冷却速度が１００℃／秒以上である前記冷却を行う工程を、前記圧延スタンド間で行うことを特徴とする請求項５に記載の鋼板の製造方法。
- 請求項１または２に記載の鋼板の表面に、めっき層が形成されていることを特徴とするめっき鋼板。
- 前記めっき層が、溶融亜鉛めっき層であることを特徴とする請求項７に記載のめっき鋼板。
- 前記めっき層が、合金化溶融亜鉛めっき層であることを特徴とする請求項７に記載のめっき鋼板。
Applications Claiming Priority (3)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2019059420 | 2019-03-26 | ||
| JP2019059420 | 2019-03-26 | ||
| PCT/JP2020/008888 WO2020195605A1 (ja) | 2019-03-26 | 2020-03-03 | 鋼板、鋼板の製造方法およびめっき鋼板 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPWO2020195605A1 JPWO2020195605A1 (ja) | 2021-10-21 |
| JP7284428B2 true JP7284428B2 (ja) | 2023-05-31 |
Family
ID=72611356
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2021508891A Active JP7284428B2 (ja) | 2019-03-26 | 2020-03-03 | 鋼板、鋼板の製造方法およびめっき鋼板 |
Country Status (7)
| Country | Link |
|---|---|
| US (1) | US20220025499A1 (ja) |
| EP (1) | EP3950974A4 (ja) |
| JP (1) | JP7284428B2 (ja) |
| KR (1) | KR102599382B1 (ja) |
| CN (1) | CN113383097B (ja) |
| MX (1) | MX2021008992A (ja) |
| WO (1) | WO2020195605A1 (ja) |
Families Citing this family (9)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| MX2022007349A (es) * | 2019-12-23 | 2022-07-19 | Nippon Steel Corp | Lamina de acero laminada en caliente. |
| CN113215485B (zh) * | 2021-04-15 | 2022-05-17 | 首钢集团有限公司 | 一种780MPa级热基镀层双相钢及其制备方法 |
| KR20230158061A (ko) * | 2021-07-27 | 2023-11-17 | 닛폰세이테츠 가부시키가이샤 | 열연 강판 |
| CN113564482B (zh) * | 2021-08-04 | 2022-02-08 | 温州东南工业机械实业有限公司 | 一种轧机用改造阶梯垫及其表面熔覆堆焊工艺 |
| US20230272499A1 (en) * | 2021-11-24 | 2023-08-31 | United States Steel Corporation | Process for manufacturing high strength steel |
| CN118632752A (zh) * | 2022-04-06 | 2024-09-10 | 日本制铁株式会社 | 翻边构造部件 |
| WO2024095532A1 (ja) * | 2022-11-02 | 2024-05-10 | 日本製鉄株式会社 | 熱間圧延鋼板 |
| WO2024202286A1 (ja) * | 2023-03-24 | 2024-10-03 | 日本製鉄株式会社 | 鋼板 |
| JP7530030B1 (ja) | 2023-03-24 | 2024-08-07 | 日本製鉄株式会社 | 鋼板 |
Citations (7)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2011111758A1 (ja) | 2010-03-10 | 2011-09-15 | 新日本製鐵株式会社 | 高強度熱延鋼板及びその製造方法 |
| JP2012001775A (ja) | 2010-06-17 | 2012-01-05 | Nippon Steel Corp | バーリング性に優れる高強度熱延鋼板及びその製造方法 |
| JP2012001776A (ja) | 2010-06-17 | 2012-01-05 | Nippon Steel Corp | バーリング性に優れる高強度熱延鋼板及びその製造方法 |
| WO2012161248A1 (ja) | 2011-05-25 | 2012-11-29 | 新日鐵住金株式会社 | 熱延鋼板及びその製造方法 |
| WO2013103125A1 (ja) | 2012-01-05 | 2013-07-11 | 新日鐵住金株式会社 | 熱延鋼板およびその製造方法 |
| WO2018026016A1 (ja) | 2016-08-05 | 2018-02-08 | 新日鐵住金株式会社 | 鋼板及びめっき鋼板 |
| WO2019009410A1 (ja) | 2017-07-07 | 2019-01-10 | 新日鐵住金株式会社 | 熱延鋼板及びその製造方法 |
Family Cites Families (9)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN101265553B (zh) | 2007-03-15 | 2011-01-19 | 株式会社神户制钢所 | 挤压加工性优异的高强度热轧钢板及其制造方法 |
| PL2130938T3 (pl) | 2007-03-27 | 2018-11-30 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | Blacha stalowa o dużej wytrzymałości walcowana na gorąco o doskonałych właściwościach powierzchniowych i właściwościach wywijania obrzeży otworu |
| JP4955499B2 (ja) | 2007-09-28 | 2012-06-20 | 株式会社神戸製鋼所 | 疲労強度及び伸びフランジ性に優れた高強度熱延鋼板 |
| CN102168227B (zh) * | 2010-02-25 | 2012-12-12 | 宝山钢铁股份有限公司 | 抗拉强度60公斤级超厚调质钢板 |
| MX354006B (es) * | 2011-03-18 | 2018-02-08 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp | Lamina de acero laminada en caliente y proceso para producir la misma. |
| PL2692894T3 (pl) * | 2011-03-31 | 2018-08-31 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | Zawierająca bainit blacha stalowa cienka walcowana na gorąco o wysokiej wytrzymałości oraz doskonałej obrabialności izotropowej i sposób jej wytwarzania |
| JP5459441B2 (ja) * | 2011-04-13 | 2014-04-02 | 新日鐵住金株式会社 | 熱延鋼板及びその製造方法 |
| JP5870955B2 (ja) | 2013-04-15 | 2016-03-01 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 穴拡げ加工性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法 |
| JP6950407B2 (ja) | 2017-09-28 | 2021-10-13 | 株式会社アドヴィックス | 車両の制動制御装置 |
-
2020
- 2020-03-03 MX MX2021008992A patent/MX2021008992A/es unknown
- 2020-03-03 CN CN202080012075.5A patent/CN113383097B/zh active Active
- 2020-03-03 JP JP2021508891A patent/JP7284428B2/ja active Active
- 2020-03-03 US US17/297,697 patent/US20220025499A1/en active Pending
- 2020-03-03 EP EP20777245.0A patent/EP3950974A4/en active Pending
- 2020-03-03 WO PCT/JP2020/008888 patent/WO2020195605A1/ja unknown
- 2020-03-03 KR KR1020217023821A patent/KR102599382B1/ko active IP Right Grant
Patent Citations (7)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2011111758A1 (ja) | 2010-03-10 | 2011-09-15 | 新日本製鐵株式会社 | 高強度熱延鋼板及びその製造方法 |
| JP2012001775A (ja) | 2010-06-17 | 2012-01-05 | Nippon Steel Corp | バーリング性に優れる高強度熱延鋼板及びその製造方法 |
| JP2012001776A (ja) | 2010-06-17 | 2012-01-05 | Nippon Steel Corp | バーリング性に優れる高強度熱延鋼板及びその製造方法 |
| WO2012161248A1 (ja) | 2011-05-25 | 2012-11-29 | 新日鐵住金株式会社 | 熱延鋼板及びその製造方法 |
| WO2013103125A1 (ja) | 2012-01-05 | 2013-07-11 | 新日鐵住金株式会社 | 熱延鋼板およびその製造方法 |
| WO2018026016A1 (ja) | 2016-08-05 | 2018-02-08 | 新日鐵住金株式会社 | 鋼板及びめっき鋼板 |
| WO2019009410A1 (ja) | 2017-07-07 | 2019-01-10 | 新日鐵住金株式会社 | 熱延鋼板及びその製造方法 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| US20220025499A1 (en) | 2022-01-27 |
| CN113383097B (zh) | 2022-11-22 |
| JPWO2020195605A1 (ja) | 2021-10-21 |
| EP3950974A1 (en) | 2022-02-09 |
| WO2020195605A1 (ja) | 2020-10-01 |
| KR20210107826A (ko) | 2021-09-01 |
| EP3950974A4 (en) | 2023-01-25 |
| MX2021008992A (es) | 2021-09-10 |
| KR102599382B1 (ko) | 2023-11-08 |
| CN113383097A (zh) | 2021-09-10 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JP7284428B2 (ja) | 鋼板、鋼板の製造方法およびめっき鋼板 | |
| KR102269845B1 (ko) | 열연 강판 및 그 제조 방법 | |
| US10889879B2 (en) | Steel sheet and plated steel sheet | |
| CN104040009B (zh) | 热轧钢板及其制造方法 | |
| JP6354916B2 (ja) | 鋼板及びめっき鋼板 | |
| JP6540245B2 (ja) | 形状凍結性に優れた高強度鋼板およびその製造方法 | |
| JP7498407B2 (ja) | 鋼板及び鋼板の製造方法 | |
| US12071682B2 (en) | Steel sheet, member, and methods for producing them | |
| JPWO2015102048A1 (ja) | 熱間成形部材およびその製造方法 | |
| JP7216933B2 (ja) | 鋼板およびその製造方法 | |
| JP2017057472A (ja) | 熱延鋼板及びその製造方法 | |
| KR20210137168A (ko) | 강판 및 그 제조 방법 | |
| WO2017009938A1 (ja) | 鋼板、溶融亜鉛めっき鋼板、及び合金化溶融亜鉛めっき鋼板、並びにそれらの製造方法 | |
| JP2018003114A (ja) | 高強度鋼板およびその製造方法 | |
| JP7006849B1 (ja) | 鋼板、部材及びそれらの製造方法 | |
| JP7006848B1 (ja) | 鋼板、部材及びそれらの製造方法 | |
| KR20230059816A (ko) | 고강도 냉연 강판, 용융 아연 도금 강판 및 합금화 용융 아연 도금 강판, 및 이들의 제조 방법 | |
| JP2018003115A (ja) | 高強度鋼板およびその製造方法 | |
| WO2023032225A1 (ja) | 熱延鋼板 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A621 | Written request for application examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A621 Effective date: 20210511 |
|
| A131 | Notification of reasons for refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 Effective date: 20220621 |
|
| A521 | Request for written amendment filed |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20220729 |
|
| A131 | Notification of reasons for refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 Effective date: 20221129 |
|
| TRDD | Decision of grant or rejection written | ||
| A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 Effective date: 20230418 |
|
| A61 | First payment of annual fees (during grant procedure) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61 Effective date: 20230501 |
|
| R151 | Written notification of patent or utility model registration |
Ref document number: 7284428 Country of ref document: JP Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R151 |